JP2021183709A - High-strength steel wire - Google Patents
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Abstract
Description
本開示は、高強度鋼線に関する。 The present disclosure relates to high-strength steel wire.
橋梁ケーブル用鋼線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線等の鋼線は、高炭素鋼線材をパテンティング処理してパーライト組織にした後、伸線加工を行い、時効処理した鋼線を用いて製造されている。
近年は、施工コストの低減又は構造物の軽量化を目的に、引張強さが２０１０ＭＰａ以上の高強度鋼線が求められている。
しかしながら、鋼線の強度が高くなると、鋼線や、撚り線後の製品を水素が侵入する環境や腐食環境で使用すると、水素脆化や腐食の進行によって破断が生じる可能性が高くなる。そのため、上記分野に用いられる高強度鋼線には、優れた耐水素脆化特性と耐食性を有することが望まれる。
For steel wires such as bridge cable steel wires, PC steel wires, and rope steel wires, high carbon steel wires are patented to form a pearlite structure, then drawn and aged. It is manufactured.
In recent years, high-strength steel wires having a tensile strength of 2010 MPa or more have been required for the purpose of reducing construction costs or reducing the weight of structures.
However, when the strength of the steel wire is increased, when the steel wire or the product after the stranded wire is used in an environment where hydrogen invades or is corroded, the possibility of breakage due to hydrogen embrittlement or progress of corrosion increases. Therefore, it is desired that the high-strength steel wire used in the above field has excellent hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.
鋼線の耐水素脆化特性を向上させる技術として、特許文献１には、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：０．８０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜０．７０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜０．５０％であり、前記鋼線の線径をＤとしたとき、前記鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さと、前記鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さとの比が下記（ｉ）式を満足し、前記鋼線の表面から１０μｍまでの領域における平均炭素濃度が、前記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下であり、前記鋼線の表面から１０μｍの部位より内側の領域における金属組織が、面積％で、パーライト組織：９５％以上であり、かつ、引張強さが２０００〜２４００ＭＰａである、高強度ＰＣ鋼線が提案されている。
１．１０＜ＨｖＳ／ＨｖＩ≦１．１５ ・・・（ｉ）
ただし、前記（ｉ）式中の各記号の意味は、以下の通りである。
ＨｖＳ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さ
ＨｖＩ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さ
As a technique for improving the hydrogen brittle resistance of steel wire, Patent Document 1 states that the chemical composition is C: 0.99-1.10%, Si: 0.80-1.50% in mass%. Mn: 0.30 to 0.70%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0010 to 0.010%, Cr : 0 to 0.50%, V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.005%, Ni: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 0.50%, which are the same as those of the steel wire. When the wire diameter is D, the ratio of the Vickers hardness of the portion 0.1D from the surface of the steel wire to the Vickers hardness of the region inside the portion 0.1D from the surface of the steel wire is as follows (i). Satisfying the formula, the average carbon concentration in the region from the surface of the steel wire to 10 μm is 0.8 times or less the carbon concentration of the steel wire, and in the region inside the
1.10 <H vS / H vI ≤ 1.15 ... (i)
However, the meaning of each symbol in the above equation (i) is as follows.
H vs : Vickers hardness at 0.1D from the surface of the steel wire H vI: Vickers hardness at the area inside 0.1D from the surface of the steel wire
さらに、特許文献２では、Ｃ ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．２０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ ：０．０３０％以下、Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｖ ：０〜０．３０％、Ｂ ：０〜０．００５０％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、Ｚｒ：０〜０．０５０％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｓｎ：０〜０．５０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、からなる化学組成を有し、金属組織が９５面積％以上のパーライト組織からなり、鋼線の軸を含む軸方向の断面における表層で測定したパーライトブロックの平均アスペクト比Ｒが２．０以上であり、鋼線の直径をＤとしたとき、鋼線の軸を含む軸方向の断面において、（表層で測定した平均アスペクト比）／（０．２５Ｄの位置で測定した平均アスペクト比）が１．１以上であり、引張強度が１８００ＭＰａ以上である高強度鋼線が提案されている。 Further, in Patent Document 2, C: 0.70 to 1.20%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.25 to 1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, N: 0.0010 to 0.0100%, Al: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.00%, V: 0 to 0.30%, B: 0 to 0. 0050%, Ti: 0 to 0.050%, Nb: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, Ni: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 1.00%, Sn: It has a chemical composition of 0 to 0.50%, Mg: 0 to 0.010%, Ca: 0 to 0.010%, and has a pearlite structure with a metal structure of 95 area% or more, and is a steel wire shaft. When the average aspect ratio R of the pearlite block measured in the surface layer in the axial cross section including the steel wire is 2.0 or more and the diameter of the steel wire is D, in the axial cross section including the axis of the steel wire (surface layer). A high-strength steel wire having an average aspect ratio measured in 1) / (average aspect ratio measured at a position of 0.25D) of 1.1 or more and a tensile strength of 1800 MPa or more has been proposed.
さらに、特許文献３では、Ｃ：０．５〜１．０％を含有する他、Ｃｕ，Ｎｉ及びＴｉよりなる群から選ばれる１種以上（但し、Ｃｕ及び／又はＮｉを含有する）であって、下記（１）式を満足するように含有する鋼からなり、パーライト組織の面積率を８０％以上としたものであり、且つ１２００Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有するものであることを特徴とする耐遅れ破壊性及び耐食性に優れた高強度鋼線が提案されている。
３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．２４（％） …（１）
但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］及び［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，Ｎｉ及びＴｉの含有量（質量％）を示す。
Further, in Patent Document 3, in addition to containing C: 0.5 to 1.0%, one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Ti (provided that Cu and / or Ni is contained). It is characterized by being made of steel contained so as to satisfy the following formula (1), having an area ratio of pearlite structure of 80% or more, and having a strength of 1200 N / mm 2 or more. High-strength steel wires having excellent delayed fracture resistance and corrosion resistance have been proposed.
3.1 ≧ 3 [Cu] ＋ [Ni] ＋ 6 [Ti] ≧ 0.24 (%)… (1)
However, [Cu], [Ni] and [Ti] indicate the contents (mass%) of Cu, Ni and Ti, respectively.
Ｃ含有量を高くして引張強さを高くすると、耐水素脆化特性は低下するが、高強度であり、耐水素脆化特性にも優れた高強度鋼線が望ましい。
本開示は、引張強さが２０１０ＭＰａ以上であり、耐水素脆化特性に優れた高強度鋼線を提供することを課題とする。
When the C content is increased and the tensile strength is increased, the hydrogen embrittlement resistance property is lowered, but a high-strength steel wire having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance property is desirable.
It is an object of the present disclosure to provide a high-strength steel wire having a tensile strength of 2010 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance.
上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．７０〜１．１５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１２％以下、
Ｃｕ：０．０８〜０．４０％、
Ｎｉ：０．０４〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、及び
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
鋼線に含まれるＣｕ及びＮｉの質量％での含有量を、それぞれ［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］で表した場合に、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満たし、
前記鋼線の中心軸を含み、かつ、前記中心軸に平行な断面において、前記鋼線の直径をＤとした場合に、前記鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が９０％以上であり、かつ、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上であり、
前記鋼線の中心軸に垂直な断面において、前記鋼線の表面から０．０３ｍｍの深さの位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３、前記表面から前記中心軸までの領域でビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘで表した場合に、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ≦０．９０を満たし、
引張強さが２０１０ＭＰａ以上である、高強度鋼線。
＜２＞ 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．２０％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下、
からなる群より選ばれる１種又は２種以上をさらに含む、＜１＞に記載の高強度鋼線。
＜３＞ 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０５０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下、
の１種又は２種をさらに含む、＜１＞又は＜２＞に記載の高強度鋼線。
＜４＞ 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、及び
Ｚｒ：０．０５０％以下
の１種又は２種をさらに含む、＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載の高強度鋼線。
＜５＞ 前記鋼線の前記中心軸に垂直な断面において、前記表面から０．０３ｍｍの深さの位置でのビッカース硬さの平均値Ｈｖ０．０３が５５０以下である＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載の高強度鋼線。
＜６＞ 前記鋼線の直径が、１．５〜８．０ｍｍである＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載の高強度鋼線。
＜７＞ 前記鋼線の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ及びＳｉからなる群より選ばれる１種又は２種以上の金属を含むめっき層が被覆されている＜１＞〜＜６＞のいずれか１つに記載の高強度鋼線。
The means for solving the above problems include the following aspects.
<1> The chemical composition is mass%.
C: 0.70 to 1.15%,
Si: 0.50 to 1.50%,
Mn: 0.25 to 0.90%,
P: 0.015% or less,
S: 0.012% or less,
Cu: 0.08 to 0.40%,
Ni: 0.04 to 0.40%,
Al: 0.010 to 0.070% and N: 0.0010 to 0.0060%
The balance consists of Fe and impurities.
When the content of Cu and Ni contained in the steel wire in mass% is expressed by [Cu] and [Ni], respectively, [Cu] / [Ni] ≧ 1.0 is satisfied.
A pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire when the diameter of the steel wire is D in a cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis. The area ratio of the pearlite block is 90% or more, and the average aspect ratio of the pearlite block is 2.0 or more.
In the cross section perpendicular to the central axis of the steel wire, the average value of Vickers hardness at a depth of 0.03 mm from the surface of the steel wire is Hv 0.03 , in the region from the surface to the central axis. When the average value of Vickers hardness at the position where the average value of Vickers hardness is maximum is expressed by Hv max , Hv 0.03 / Hv max ≤ 0.90 is satisfied.
High-strength steel wire with a tensile strength of 2010 MPa or more.
<2> The chemical composition is, in mass%, instead of a part of the Fe.
Cr: 0.50% or less,
Mo: 0.30% or less,
V: 0.20% or less, and Nb: 0.050% or less,
The high-strength steel wire according to <1>, further comprising one or more selected from the group consisting of.
<3> The chemical composition is, in mass%, instead of a part of the Fe.
Ti: 0.050% or less, and B: 0.0050% or less,
The high-strength steel wire according to <1> or <2>, further comprising one or two of the above.
<4> The chemical composition is, in mass%, instead of a part of the Fe.
Ca: 0.0050% or less,
The high-strength steel wire according to any one of <1> to <3>, further comprising one or two types of Mg: 0.0050% or less and Zr: 0.050% or less.
<5> In the cross section perpendicular to the central axis of the steel wire, the average value Hv 0.03 of Vickers hardness at a position 0.03 mm from the surface is 550 or less <1> to <4. > The high-strength steel wire according to any one of.
<6> The high-strength steel wire according to any one of <1> to <5>, wherein the steel wire has a diameter of 1.5 to 8.0 mm.
<7> The surface of the steel wire is coated with a plating layer containing one or more metals selected from the group consisting of Zn, Al, Cu, Sn, Mg and Si <1> to <6. > The high-strength steel wire according to any one of.
本開示によれば、引張強さが２０１０ＭＰａ以上であり、耐水素脆化特性に優れた鋼線が提供される。 According to the present disclosure, a steel wire having a tensile strength of 2010 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance is provided.
以下、本開示に係る高強度鋼線について詳細に説明する。本開示において「高強度鋼線」とは引張強さが２０１０ＭＰａ以上である鋼線を意味するが、以下の説明において、単に「鋼線」と称する場合がある。
本明細書中、化学組成とは、鋼線の鋼部分における組成（鋼組成）を意味し、めっき層を有する場合、めっき層の組成は含まれない。
化学組成の元素の含有量について、「％」は「質量％」を意味する。
化学組成の元素の含有量は、元素量（例えば、Ｃ量、Ｓｉ量等）と表記する場合がある。
本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
ただし、「〜」の前後に記載される数値に「超」又は「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値又は上限値として含まない範囲を意味する。
本明細書中に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
「鋼線の中心軸を含み、かつ、中心軸に平行な断面」とは、鋼線の中心軸を含み、鋼線の長手方向（つまり伸線方向）に沿って切断した、中心軸方向と平行な断面を示す。
また、「鋼線の中心軸に垂直な断面」とは、鋼線の長手方向（つまり伸線方向）に垂直に切断した断面を示す。
「中心軸」とは、鋼線の軸方向（長手方向）と直交する断面の中心点を通り、軸方向に延びる仮想線を示す。
鋼線の「表面」とは、鋼線の外周面を意味する。
「ＸＤ」（Ｘは数値）との表記は、鋼線の直径をＤとしたとき、鋼線の表面から、中心軸に向かって（径方向に向かって）、直径ＤのＸ倍の深さの位置を示す。例えば、「０．２５Ｄ」は、直径Ｄの０．２５倍の深さの位置を示す。
Hereinafter, the high-strength steel wire according to the present disclosure will be described in detail. In the present disclosure, the "high-strength steel wire" means a steel wire having a tensile strength of 2010 MPa or more, but in the following description, it may be simply referred to as a "steel wire".
In the present specification, the chemical composition means the composition (steel composition) in the steel portion of the steel wire, and when it has a plating layer, the composition of the plating layer is not included.
Regarding the content of elements in the chemical composition, "%" means "mass%".
The content of an element in the chemical composition may be expressed as an elemental amount (for example, C amount, Si amount, etc.).
In the present specification, the numerical range represented by using "~" means a range including the numerical values before and after "~" as the lower limit value and the upper limit value.
However, the numerical range when "greater than" or "less than" is added to the numerical values before and after "~" means a range not including these numerical values as the lower limit value or the upper limit value.
In the numerical range described stepwise in the present specification, the upper limit value or the lower limit value of one stepwise numerical range may be replaced with the upper limit value or the lower limit value of another numerical range described stepwise. , Also may be replaced with the values shown in the examples.
"A cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis" means the central axis direction including the central axis of the steel wire and cut along the longitudinal direction (that is, the drawing direction) of the steel wire. Shows parallel cross sections.
Further, the "cross section perpendicular to the central axis of the steel wire" indicates a cross section cut perpendicularly to the longitudinal direction (that is, the wire drawing direction) of the steel wire.
The "central axis" refers to a virtual line extending in the axial direction through the center point of the cross section orthogonal to the axial direction (longitudinal direction) of the steel wire.
The "surface" of a steel wire means the outer peripheral surface of the steel wire.
The notation "XD" (X is a numerical value) is the depth of X times the diameter D from the surface of the steel wire toward the central axis (in the radial direction) when the diameter of the steel wire is D. Indicates the position of. For example, "0.25D" indicates a position at a depth of 0.25 times the diameter D.
以下、本開示の一例である実施形態について説明する。
本実施形態に係る高強度鋼線は、所定の化学成分を含み、かつ、下記（１）を満たす化学組成を有し、下記（２）を満たす金属組織を有し、さらに下記（３）を満たす硬さを有し、引張強さが２０１０ＭＰａ以上である高強度鋼線である。
（１）Ｃｕ：０．０８〜０．４０％、Ｎｉ：０．０４〜０．４０％であり、鋼線におけるＣｕの含有量を［Ｃｕ］、Ｎｉの含有量を［Ｎｉ］で表した場合に、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満足する範囲で含有する。
（２）鋼線の中心軸を含み、かつ、中心軸に平行な断面において、鋼線の直径をＤとした場合に、鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が９０％以上であり、かつ、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上である。
（３）鋼線の中心軸に垂直な断面において、表面から０．０３ｍｍの深さで測定したビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３、表面から中心軸までの領域においてビッカース硬さが最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘで表したとき、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ≦０．９０を満たす。
本実施形態に係る高強度鋼線は、上記構成により、高強度でかつ、耐水素脆化特性に優れた鋼線となる。
Hereinafter, embodiments that are an example of the present disclosure will be described.
The high-strength steel wire according to the present embodiment contains a predetermined chemical component, has a chemical composition satisfying the following (1), has a metal structure satisfying the following (2), and further has the following (3). It is a high-strength steel wire having a hardness that satisfies it and having a tensile strength of 2010 MPa or more.
(1) Cu: 0.08 to 0.40%, Ni: 0.04 to 0.40%, and the Cu content in the steel wire is represented by [Cu] and the Ni content is represented by [Ni]. In some cases, [Cu] / [Ni] ≧ 1.0 is contained in a satisfactory range.
(2) The pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire when the diameter of the steel wire is D in the cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis. The area ratio is 90% or more, and the average aspect ratio of the pearlite block is 2.0 or more.
(3) In the cross section perpendicular to the central axis of the steel wire, the average value of Vickers hardness measured at a depth of 0.03 mm from the surface is Hv 0.03 , and the Vickers hardness is the maximum in the region from the surface to the central axis. When the average value of Vickers hardness at the position where becomes is expressed by Hv max , Hv 0.03 / Hv max ≤ 0.90 is satisfied.
The high-strength steel wire according to the present embodiment has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance due to the above configuration.
本発明者らは、鋼線の化学組成および金属組織が、耐水素脆化特性に及ぼす影響を詳細に調査した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
鋼材中にＣｕ：０．０８〜０．４０％、Ｎｉ：０．０４〜０．４０％を［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満足する範囲で含有させる。Ｃｕ量がＮｉ量以上となるように含有することにより鋼材中に侵入する水素量が抑制され、水素脆化特性を改善することができる。
The present inventors have investigated in detail the effects of the chemical composition and metallographic structure of steel wire on hydrogen embrittlement resistance. As a result, the present inventors obtained the following findings.
Cu: 0.08 to 0.40% and Ni: 0.04 to 0.40% are contained in the steel material in a range satisfying [Cu] / [Ni] ≧ 1.0. By containing the amount of Cu so as to be equal to or greater than the amount of Ni, the amount of hydrogen invading the steel material is suppressed, and the hydrogen embrittlement property can be improved.
次に、鋼線の金属組織のパーライト組織の面積率を９０％以上とし、中心軸に平行な断面において、パーライトブロックを軸方向（長手方向）に伸長化させる。パーライト組織はセメンタイト相とフェライト相の層状構造を有する。パーライト組織が伸長化して、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上になると、水素脆化き裂の伝搬経路が伸長化方向となり、耐水素脆化特性を改善できる。
また、表面から０．０３ｍｍ深さでのビッカース硬さを低くすることにより、水素脆化のき裂の発生を抑制することで耐水素脆化特性を改善できる。
即ち、鋼線の成分が上記（１）を満足し、金属組織が上記（２）を満足し、さらに硬さが上記（３）を満足することで、鋼線の強度を２０１０ＭＰａ以上にしても高い水素脆化特性を得ることが可能となった。
以上により、本実施形態に係る鋼線は、高強度でかつ耐水素脆化特性に優れた鋼線となることが見出された。
Next, the area ratio of the pearlite structure of the metal structure of the steel wire is set to 90% or more, and the pearlite block is elongated in the axial direction (longitudinal direction) in the cross section parallel to the central axis. The pearlite structure has a layered structure of cementite phase and ferrite phase. When the pearlite structure is elongated and the average aspect ratio of the pearlite block becomes 2.0 or more, the propagation path of the hydrogen embrittlement crack becomes the elongation direction, and the hydrogen embrittlement resistance property can be improved.
Further, by lowering the Vickers hardness at a depth of 0.03 mm from the surface, it is possible to improve the hydrogen embrittlement resistance property by suppressing the generation of hydrogen embrittlement cracks.
That is, the component of the steel wire satisfies the above (1), the metal structure satisfies the above (2), and the hardness satisfies the above (3), so that the strength of the steel wire can be increased to 2010 MPa or more. It has become possible to obtain high hydrogen embrittlement characteristics.
From the above, it was found that the steel wire according to the present embodiment is a steel wire having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
［鋼線］
本実施形態に係る高強度鋼線は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．７０〜１．１５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１２％以下、
Ｃｕ：０．０８〜０．４０％、
Ｎｉ：０．０４〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、及び
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
鋼線に含まれるＣｕ及びＮｉの質量％での含有量を、それぞれ［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］で表した場合に、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満たし、
前記鋼線の中心軸を含み、かつ、前記中心軸に平行な断面において、前記鋼線の直径をＤとした場合に、前記鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が９０％以上であり、かつ、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上であり、
前記鋼線の中心軸に垂直な断面において、前記鋼線の表面から０．０３ｍｍの深さの位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３、前記表面から前記中心軸までの領域でビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘで表した場合に、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ≦０．９０を満たし、
引張強さが２０１０ＭＰａ以上である。
[Steel wire]
The high-strength steel wire according to this embodiment has a chemical composition of% by mass.
C: 0.70 to 1.15%,
Si: 0.50 to 1.50%,
Mn: 0.25 to 0.90%,
P: 0.015% or less,
S: 0.012% or less,
Cu: 0.08 to 0.40%,
Ni: 0.04 to 0.40%,
Al: 0.010 to 0.070% and N: 0.0010 to 0.0060%
The balance consists of Fe and impurities.
When the content of Cu and Ni contained in the steel wire in mass% is expressed by [Cu] and [Ni], respectively, [Cu] / [Ni] ≧ 1.0 is satisfied.
A pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire when the diameter of the steel wire is D in a cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis. The area ratio of the pearlite block is 90% or more, and the average aspect ratio of the pearlite block is 2.0 or more.
In the cross section perpendicular to the central axis of the steel wire, the average value of Vickers hardness at a depth of 0.03 mm from the surface of the steel wire is Hv 0.03 , in the region from the surface to the central axis. When the average value of Vickers hardness at the position where the average value of Vickers hardness is maximum is expressed by Hv max , Hv 0.03 / Hv max ≤ 0.90 is satisfied.
The tensile strength is 2010 MPa or more.
以下、本実施形態に係る鋼線の化学組成、金属組織、及び特性等について説明する。 Hereinafter, the chemical composition, metallographic structure, characteristics, and the like of the steel wire according to the present embodiment will be described.
＜化学組成＞
本実施形態に係る高強度鋼線の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．１５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜０．９０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１２％以下、Ｃｕ：０．０８〜０．４０％、Ｎｉ：０．０４〜０．４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、並びに残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
また、本実施形態に係る鋼線の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、及びＺｒ：０．０５０％以下からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含んでもよい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒは、任意元素である。つまり、本実施形態に係る高強度鋼線はこれら元素を含有しなくてもよいし、それぞれ０％超〜上記上限値以下の範囲で含有してもよい。
以下、本実施形態に係る高強度鋼線に含まれる各元素量の範囲を限定した理由を説明する。
<Chemical composition>
The chemical composition of the high-strength steel wire according to the present embodiment is C: 0.70 to 1.15%, Si: 0.50 to 1.50%, Mn: 0.20 to 0.90% in mass%. , P: 0.015% or less, S: 0.012% or less, Cu: 0.08 to 0.40%, Ni: 0.04 to 0.40%, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0010 to 0.0060%, and the balance: Fe and impurities.
Further, the chemical composition of the steel wire according to the present embodiment is as follows: Cr: 0.50% or less, Mo: 0.30% or less, V: 0.20% or less, Ti: 0. Selected from the group consisting of 050% or less, B: 0.0050% or less, Nb: 0.050% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and Zr: 0.050% or less. It may contain one kind or two or more kinds. Cr, Mo, V, Ti, B, Nb, Ca, Mg and Zr are optional elements. That is, the high-strength steel wire according to the present embodiment does not have to contain these elements, or may contain each of them in the range of more than 0% to the above upper limit value or less.
Hereinafter, the reason for limiting the range of the amount of each element contained in the high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
Ｃ：０．７０〜１．１５％
Ｃは、鋼線の引張強さを確保するために含有する。Ｃ量が０．７０％未満では初析フェライトが生成し、所定の引張強さを確保することが困難である。一方、Ｃ量が１．１５％を超えると初析セメンタイト量が増加し伸線加工性が劣化する。そのため、Ｃ量は、０．７０〜１．１５％とする。高強度と伸線加工性を両立する好ましいＣ量の範囲は、０．９０〜１．１０％である。
C: 0.70 to 1.15%
C is contained in order to secure the tensile strength of the steel wire. If the amount of C is less than 0.70%, proeutectoid ferrite is generated, and it is difficult to secure a predetermined tensile strength. On the other hand, when the amount of C exceeds 1.15%, the amount of proeutectoid cementite increases and the wire drawing workability deteriorates. Therefore, the amount of C is set to 0.70 to 1.15%. The range of the preferable amount of C that achieves both high strength and wire drawing workability is 0.99 to 1.10%.
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％
Ｓｉは、リラクセーション特性を高めるとともに、固溶強化により引張強さを高める効果がある。Ｓｉ量が０．５０％未満ではこれらの効果が不十分である。Ｓｉ量が１．５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに熱間延性が劣化して、製造性が低下する。そのため、Ｓｉ量は、０．５０〜１．５０％とする。好ましいＳｉ量の範囲は０．７０〜１．４０％である。より好ましいＳｉ量の範囲は１．００〜１．３０％である。
Si: 0.50 to 1.50%
Si has the effect of enhancing relaxation characteristics and increasing tensile strength by strengthening solid solution. If the amount of Si is less than 0.50%, these effects are insufficient. When the amount of Si exceeds 1.50%, these effects are saturated and the hot ductility is deteriorated, so that the manufacturability is lowered. Therefore, the amount of Si is set to 0.50 to 1.50%. The preferred Si amount range is 0.70 to 1.40%. The more preferable range of the amount of Si is 1.00 to 1.30%.
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％
Ｍｎは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果がある。Ｍｎ量が０．２０％未満では効果が不十分である。Ｍｎ量が０．９０％を超えると効果が飽和する。そのため、Ｍｎ量は、０．２０〜０．９０％とする。好ましいＭｎ量の範囲は０．３０〜０．８０である。
Mn: 0.20 to 0.90%
Mn has the effect of increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. If the amount of Mn is less than 0.20%, the effect is insufficient. When the amount of Mn exceeds 0.90%, the effect is saturated. Therefore, the amount of Mn is set to 0.20 to 0.90%. The preferred range of Mn amount is 0.30 to 0.80.
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物として鋼線に含有される。Ｐは延性を劣化させるため抑制したほうがよい。そのため、Ｐの上限は、０．０１５％とする。好ましいＰ量の上限は、０．０１２％である。より好ましいＰ量の上限は０．０１０％である。なお、Ｐ量の下限は、０％がよいが（つまり含まれないことがよいが）、脱Ｐコストを低減する観点から、０％超であることがよい。
P: 0.015% or less P is contained in the steel wire as an impurity. P should be suppressed because it deteriorates ductility. Therefore, the upper limit of P is 0.015%. The upper limit of the preferred amount of P is 0.012%. The upper limit of the more preferable amount of P is 0.010%. The lower limit of the amount of P is preferably 0% (that is, it may not be included), but it is preferably more than 0% from the viewpoint of reducing the cost of removing P.
Ｓ：０．０１２％以下
Ｓは、不純物として鋼線に含有される。Ｓは延性を劣化させるため抑制したほうがよい。さらにＳ含有量が増加すると、耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｓ量の上限は、０．０１２％とする。好ましいＳ量の上限は、０．０１０％である。より好ましいＳ量の上限は０．００８％である。なお、Ｓ量の下限は、０％がよいが（つまり含まれないことがよいが）、脱Ｓコストを低減する観点から、０％超であることがよい。
S: 0.012% or less S is contained in the steel wire as an impurity. S should be suppressed because it deteriorates ductility. Further, as the S content increases, the hydrogen embrittlement resistance property deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of S is 0.012%. The upper limit of the preferred amount of S is 0.010%. The upper limit of the more preferable amount of S is 0.008%. The lower limit of the amount of S is preferably 0% (that is, it may not be included), but it is preferably more than 0% from the viewpoint of reducing the cost of removing S.
Ｃｕ：０．０８〜０．４０％
Ｃｕは、鋼線の耐水素脆化特性を向上させる効果がある。Ｃｕ量が０．０８％未満ではその効果が得られない。Ｃｕ量が０．４０％を超えると、鋼線の素材である線材に表面疵が発生しやすくなり、伸線加工の際に断線の原因となる。そのため、Ｃｕ量は０．０８〜０．４０％とする。好ましいＣｕ量の範囲は、０．０９〜０．３０％である。より好ましいＣｕ量の範囲は０．１０〜０．２０％である。
Cu: 0.08 to 0.40%
Cu has the effect of improving the hydrogen embrittlement resistance of steel wire. If the amount of Cu is less than 0.08%, the effect cannot be obtained. If the amount of Cu exceeds 0.40%, surface defects are likely to occur on the wire material, which is the material of the steel wire, which causes disconnection during wire drawing. Therefore, the amount of Cu is set to 0.08 to 0.40%. The preferred Cu amount range is 0.09 to 0.30%. The more preferable range of the amount of Cu is 0.10 to 0.20%.
Ｎｉ：０．０４〜０．４０％
Ｎｉは、Ｃｕを含有した線材を製造する際に発生する表面疵を抑制する効果がある。Ｎｉ量が０．０４％未満ではその効果が得られない。Ｎｉ量が０．４０％を超えるとマルテンサイト組織が生じ易くなって伸線加工性を劣化させることがある。そのため、Ｎｉ量は０．０４〜０．４０％とする。好ましいＮｉ量の範囲は０．０６〜０．３０％である。より好ましいＮｉ量の範囲は０．１０〜０．２０％である。
Ni: 0.04 to 0.40%
Ni has the effect of suppressing surface defects that occur when producing a wire rod containing Cu. If the amount of Ni is less than 0.04%, the effect cannot be obtained. If the amount of Ni exceeds 0.40%, a martensite structure is likely to occur, which may deteriorate the wire drawing workability. Therefore, the amount of Ni is set to 0.04 to 0.40%. The preferred Ni amount range is 0.06 to 0.30%. The more preferable range of the amount of Ni is 0.10 to 0.20%.
［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０
Ｃｕ及びＮｉは、その質量％での含有量をそれぞれ［Ｃｕ］、［Ｎｉ］で表した場合に［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満足する範囲で含有することで、耐水素脆化特性を向上させることができる。［Ｃｕ］／［Ｎｉ］が１．０未満では、耐水素脆化特性の改善効果が低下する。［Ｃｕ］／［Ｎｉ］の上限は特に限定されないが、３．０を超えると線材の表面疵が発生しやすくなるため、３．０以下が好ましく、２．２以下がより好ましい。
[Cu] / [Ni] ≧ 1.0
Cu and Ni are hydrogen embrittlement resistant by containing the contents in mass% in the range satisfying [Cu] / [Ni] ≧ 1.0 when expressed in [Cu] and [Ni], respectively. It is possible to improve the chemical characteristics. If [Cu] / [Ni] is less than 1.0, the effect of improving the hydrogen embrittlement resistance property is reduced. The upper limit of [Cu] / [Ni] is not particularly limited, but if it exceeds 3.0, surface defects of the wire rod are likely to occur, so 3.0 or less is preferable, and 2.2 or less is more preferable.
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％
Ａｌは、脱酸元素として機能するとともに、ＡｌＮを形成し、結晶粒を細粒化し延性を向上させる効果、固溶Ｎを低減して延性を向上させる効果、固溶Ｂの生成を促進し、非パーライト組織の生成を抑制し、捻回特性や伸線加工性を改善する効果等がある。しかし、Ａｌ量が、０．０１０％未満では効果がなく、Ａｌ量が０．０７０％を超えると効果が飽和するとともに製造性を低下させることがある。そのため、Ａｌ量は０．０１０〜０．０７０％とすることがよい。好ましいＡｌ量の範囲は０．０２０〜０．０６０％である。より好ましいＡｌ量の範囲は０．０３０〜０．０５０％である。
Al: 0.010 to 0.070%
Al functions as a deoxidizing element, forms AlN, has the effect of finely granulating crystal grains to improve ductility, has the effect of reducing solid solution N to improve ductility, and promotes the formation of solid solution B. It has the effect of suppressing the formation of non-pearlite structure and improving the twisting characteristics and wire drawing workability. However, if the Al amount is less than 0.010%, there is no effect, and if the Al amount exceeds 0.070%, the effect is saturated and the manufacturability may be lowered. Therefore, the amount of Al is preferably 0.010 to 0.070%. The preferred range of Al content is 0.020 to 0.060%. The more preferable range of the amount of Al is 0.030 to 0.050%.
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と窒化物を形成し、結晶粒径を細粒化し延性を向上させる効果がある。Ｎ量が０．００１０％未満ではこれらの効果が得られない。Ｎ量が０．００６０％を超えると伸線加工性と延性を劣化させる。そのため、Ｎ量は、０．００１０〜０．００６０％とする。好ましいＮ量の範囲は０．００２０〜０．００５０％未満である。
N: 0.0010 to 0.0060%
N has the effect of forming a nitride with Al, Ti, Nb, V and the like, making the crystal grain size finer and improving ductility. If the amount of N is less than 0.0010%, these effects cannot be obtained. If the amount of N exceeds 0.0060%, the wire drawing workability and ductility are deteriorated. Therefore, the amount of N is set to 0.0010 to 0.0060%. The preferred N amount range is 0.0020 to less than 0.0050%.
本実施形態に係る鋼線は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素を含んでもよい。任意元素としては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＺｒが挙げられる。これらの元素は任意元素であるため、各任意元素の含有量の下限値は０％でもよく、０％超でもよい。 The steel wire according to the present embodiment may contain an arbitrary element instead of a part of Fe. Examples of the optional element include Cr, Mo, V, Ti, B, Nb, Ca, Mg and Zr. Since these elements are arbitrary elements, the lower limit of the content of each arbitrary element may be 0% or more than 0%.
Ｂ：０．００５０％以下
Ｔｉ：０．０５０％以下
本実施形態に係る鋼線は、鋼線の表層部の非パーライト組織の面積率を低減する目的で、質量％で、更に、Ｂ：０超〜０．００５０％及びＴｉ：０超〜０．０５０％の１種又は２種を含有してもよい。
Ｂは、固溶Ｂとして粒界に偏析して非パーライト組織の生成を抑制し、捻回特性や伸線加工性を改善する効果がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると粒界に炭化物を生成して伸線加工性を劣化させることがある。そのため、Ｂ量は０超〜０．００５０％とすることがよい。好ましいＢ量の範囲は０．０００３〜０．００３０％である。より好ましいＢ量の範囲は０．０００５〜０．００２０％である。
B: 0.0050% or less Ti: 0.050% or less The steel wire according to the present embodiment has a mass% and B: 0 for the purpose of reducing the area ratio of the non-pearlite structure on the surface layer portion of the steel wire. It may contain one or two kinds of super ~ 0.0050% and Ti: more than 0 ~ 0.050%.
B has the effect of segregating into grain boundaries as a solid solution B, suppressing the formation of a non-pearlite structure, and improving the twisting characteristics and wire drawing workability. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, carbides may be generated at the grain boundaries to deteriorate the wire drawing workability. Therefore, the amount of B is preferably more than 0 to 0.0050%. The preferred B amount range is 0.0003 to 0.0030%. The more preferable range of the amount of B is 0.0005 to 0.0020%.
Ｔｉは、脱酸元素として機能するとともに、炭化物や窒化物を析出させて引張強さを高める効果、結晶粒を細粒化して延性を向上させる効果、固溶Ｎを低減して伸線加工性を向上させる効果、固溶Ｂの生成を促進し、非パーライト組織の生成を抑制し、捻回特性や伸線加工性を改善する効果等がある。一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えるとこれらの効果が飽和するとともに粗大な酸化物又は窒化物を生成して伸線加工性を劣化させることがある。そのため、Ｔｉ量は０超〜０．０５０％とすることがよい。好ましいＴｉ量の範囲は０．００５〜０．０３０％である。より好ましいＴｉ量の範囲は０．０１０〜０．０２５％である。 Ti functions as a deoxidizing element, has the effect of precipitating carbides and nitrides to increase tensile strength, has the effect of refining crystal grains to improve ductility, and reduces solid solution N for wire drawing workability. It has the effect of improving the formation of solid solution B, suppressing the formation of non-pearlite structure, and improving the twisting property and wire drawing workability. On the other hand, if the amount of Ti exceeds 0.050%, these effects may be saturated and coarse oxides or nitrides may be generated to deteriorate the wire drawing workability. Therefore, the amount of Ti is preferably more than 0 to 0.050%. The preferred Ti amount range is 0.005 to 0.030%. The more preferable range of the amount of Ti is 0.010 to 0.025%.
本実施形態に係る高強度鋼線は、以下に記載する特性の向上を目的に、Ｃｒ：０超〜０．５０％、Ｍｏ：０超〜０．３０％、Ｖ：０超〜０．２０％、Ｎｂ：０超〜０．０５０％Ｃａ：０超〜０．００５０％、Ｍｇ：０超〜０．００５０％、及びＺｒ：０超〜０．０５０％からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。 The high-strength steel wire according to the present embodiment has Cr: more than 0 to 0.50%, Mo: more than 0 to 0.30%, and V: more than 0 to 0.20 for the purpose of improving the characteristics described below. %, Nb: more than 0 to 0.050% Ca: more than 0 to 0.0050%, Mg: more than 0 to 0.0050%, and Zr: more than 0 to 0.050%. Two or more kinds may be contained.
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果がある。一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えるとマルテンサイト組織が生じ易くなって伸線加工性および捻回特性を劣化させることがある。Ｃｒ量は０超〜０．５０％とすることがよい。好ましいＣｒ量の範囲は０超〜０．４０％である。より好ましいＣｒ量の範囲は０超〜０．３０％である。
Cr: 0.50% or less Cr has the effect of increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. On the other hand, if the amount of Cr exceeds 0.50%, a martensite structure is likely to occur, which may deteriorate the wire drawing workability and the twisting property. The amount of Cr is preferably more than 0 to 0.50%. The preferred Cr amount range is over 0 to 0.40%. The more preferable range of the amount of Cr is more than 0 to 0.30%.
Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果がある。一方、Ｍｏ量が０．３０％を超えるとマルテンサイト組織が生じ易くなって伸線加工性および捻回特性を劣化させることがある。Ｍｏ量は０超〜０．３０％とすることがよい。好ましいＭｏ量の範囲は０超〜０．２０％である。より好ましいＭｏ量の範囲は０超〜０．１５％である。
Mo: 0.30% or less Mo has the effect of increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 0.30%, a martensite structure is likely to occur, which may deteriorate the wire drawing workability and the twisting property. The amount of Mo is preferably more than 0 to 0.30%. The preferred Mo amount range is greater than 0 to 0.20%. The more preferable range of the amount of Mo is more than 0 to 0.15%.
Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、炭化物ＶＣを析出して、引張強さを高める効果がある。一方、Ｖ量が０．２０％を超えて含有すると合金コストが増加するとともに捻回特性が劣化することがある。そのため、Ｖ量は０超〜０．２０％とすることがよい。好ましいＶ量の範囲は０超〜０．０８０％である。より好ましいＶ量の範囲は０超〜０．０７０％である。
V: 0.20% or less V has the effect of precipitating carbide VC and increasing the tensile strength. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.20%, the alloy cost may increase and the twisting characteristics may deteriorate. Therefore, the amount of V is preferably more than 0 to 0.20%. The preferred V amount range is greater than 0 to 0.080%. The more preferable range of the amount of V is more than 0 to 0.070%.
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、炭化物や窒化物を析出させて引張強さを高める効果、結晶粒を細粒化して延性を向上させる効果、固溶Ｎを低減して伸線加工性を向上させる効果等がある。Ｎｂ量が０．０５０％を超えると効果が飽和するとともに捻回特性を劣化させることがある。そのため、Ｎｂ量は０超〜０．０５０％とすることがよい。好ましいＮｂ量の範囲は０超〜０．０３０％である。より好ましいＮｂ量の範囲は０超〜０．０２０％である。
Nb: 0.050% or less Nb has the effect of precipitating carbides and nitrides to increase tensile strength, the effect of finely graining crystal grains to improve ductility, and the effect of reducing solid solution N to improve wire drawing workability. It has the effect of improving. If the amount of Nb exceeds 0.050%, the effect may be saturated and the twisting characteristics may be deteriorated. Therefore, the amount of Nb is preferably more than 0 to 0.050%. The preferred range of Nb amounts is greater than 0 to 0.030%. The more preferable range of the amount of Nb is more than 0 to 0.020%.
本実施形態に係る鋼線は、引張強さを高めるため、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、及びＮｂ：０．０５０％以下からなる群より選ばれる１種又は２種以上をさらに含んでもよい。 The steel wire according to this embodiment is composed of Cr: 0.50% or less, Mo: 0.30% or less, V: 0.20% or less, and Nb: 0.050% or less in order to increase the tensile strength. It may further contain one or more selected from the group.
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｃａ、Ｍｇは、それぞれ脱酸元素として機能するとともに、硫化物を形成することで固溶Ｓを低減し、延性を向上させる効果がある。一方、Ｃａ量又はＭｇ量がそれぞれ０．００５０％を超えると効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し、伸線加工性を劣化させることがある。そのため、Ｃａ量及びＭｇ量はそれぞれ０超〜０．００５０％とすることがよい。好ましいＣａ量及びＭｇ量の範囲はそれぞれ０超〜０．００３０％である。より好ましいＣａ量及びＭｇ量の範囲はそれぞれ０超〜０．００２０％である。
Ca: 0.0050% or less Mg: 0.0050% or less Ca and Mg each function as a deoxidizing element and have an effect of reducing solid solution S and improving ductility by forming a sulfide. On the other hand, if the amount of Ca or Mg exceeds 0.0050%, the effect is saturated and coarse oxides are generated, which may deteriorate the wire drawing workability. Therefore, the amount of Ca and the amount of Mg are preferably more than 0 to 0.0050%, respectively. The preferred range of Ca amount and Mg amount is more than 0 to 0.0030%, respectively. The more preferable ranges of the Ca amount and the Mg amount are more than 0 to 0.0020%, respectively.
Ｚｒ：０．０５０％以下
Ｚｒは、脱酸元素として機能するとともに、硫化物を形成することで固溶Ｓを低減し、延性を向上させる効果がある。一方、Ｚｒ量が０．０５０％を超えると効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し、伸線加工性を劣化させることがある。そのため、Ｚｒ量は０超〜０．０５０％とすることがよい。好ましいＺｒ量の範囲は０超〜０．０３０％である。より好ましいＺｒ量の範囲は０超〜０．０２０％である。
Zr: 0.050% or less Zr functions as a deoxidizing element and has an effect of forming a sulfide to reduce solid solution S and improve ductility. On the other hand, if the amount of Zr exceeds 0.050%, the effect is saturated and coarse oxides are generated, which may deteriorate the wire drawing workability. Therefore, the amount of Zr is preferably more than 0 to 0.050%. The preferred range of Zr amounts is greater than 0 to 0.030%. A more preferable range of the amount of Zr is more than 0 to 0.020%.
本実施形態に係る鋼線は、延性を向上させるため、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、及びＺｒ：０．０５０％以下からなる群より選ばれる１種又は２種以上をさらに含んでもよい。 The steel wire according to this embodiment is one or two selected from the group consisting of Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and Zr: 0.050% or less in order to improve ductility. The above may be further included.
残部：Ｆｅ及び不純物
本実施形態に係る高強度鋼線の化学組成において、残部は、Ｆｅ及び不純物である。
ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、又は、製造の工程で混入する成分であって、意図的に含有させたものではない成分を指す。
不純物としては、例えば、Ｏ等が挙げられる。Ｏは鋼線中に不可避的に含有し、Ａｌ、Ｔｉなどの酸化物として存在する。Ｏ量が高いと粗大な酸化物が形成し、伸線加工時に断線の原因となる。そのため、Ｏ量は０．０１％以下に抑制することが好ましい。
Remaining portion: Fe and impurities In the chemical composition of the high-strength steel wire according to the present embodiment, the remaining portion is Fe and impurities.
Here, the impurity refers to a component contained in the raw material or a component mixed in the manufacturing process and not intentionally contained.
Examples of impurities include O and the like. O is inevitably contained in the steel wire and exists as an oxide such as Al and Ti. If the amount of O is high, coarse oxides are formed, which causes disconnection during wire drawing. Therefore, it is preferable to suppress the amount of O to 0.01% or less.
＜金属組織＞
次に、本実施形態に係る高強度鋼線の金属組織の限定理由について述べる。
本実施形態に係る鋼線の金属組織は、鋼線の直径をＤとしたとき、鋼線の中心軸を含み、かつ、中心軸に平行な断面において、鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が９０％以上であり、かつ、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上である。
<Metal structure>
Next, the reason for limiting the metal structure of the high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
When the diameter of the steel wire is D, the metal structure of the steel wire according to the present embodiment includes the central axis of the steel wire and has a depth of 0.25D from the surface of the steel wire in a cross section parallel to the central axis. The area ratio of the pearlite structure at the position is 90% or more, and the average aspect ratio of the pearlite block is 2.0 or more.
（表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率：９０％以上）
金属組織において、パーライト組織の面積率が９０％未満では強度の低下、又は捻回特性が劣化する。このため、パーライト組織の面積率の下限を９０％とする。好ましいパーライト組織の面積率の下限は、９５％である。より好ましいパーライト組織の面積率の下限は９７％である。なお、パーライト組織の面積率の上限は、１００％であってもよく、９９％であってもよい。
パーライト組織以外の残部組織（つまり、非パーライト組織）としては、フェライト、ベイナイト、初析セメンタイト、マルテンサイト等である。
(Area ratio of pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface: 90% or more)
In the metal structure, if the area ratio of the pearlite structure is less than 90%, the strength is lowered or the twisting property is deteriorated. Therefore, the lower limit of the area ratio of the pearlite structure is set to 90%. The lower limit of the preferred area ratio of the pearlite structure is 95%. The lower limit of the more preferable area ratio of the pearlite structure is 97%. The upper limit of the area ratio of the pearlite structure may be 100% or 99%.
The residual structure (that is, non-pearlite structure) other than the pearlite structure includes ferrite, bainite, proeutectoid cementite, martensite and the like.
（表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライトブロックの平均アスペクト比：２．０以上）
鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライトブロックの平均アスペクト比が２．０未満では、耐水素脆化特性が劣化する。このためパーライトブロックの平均アスペクト比の下限を２．０とする。好ましい下限は３．０である。なお、１５を超える平均アスペクト比を得るためには、高ひずみの伸線加工が必要となり、製造コストが増加する。そのため、パーライトブロックの平均アスペクト比の上限は１５とすることが好ましい。
(Average aspect ratio of pearlite block at a depth of 0.25D from the surface: 2.0 or more)
If the average aspect ratio of the pearlite block at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire is less than 2.0, the hydrogen embrittlement resistance property deteriorates. Therefore, the lower limit of the average aspect ratio of the pearlite block is set to 2.0. The preferred lower limit is 3.0. In addition, in order to obtain an average aspect ratio exceeding 15, high strain wire drawing is required, which increases the manufacturing cost. Therefore, the upper limit of the average aspect ratio of the pearlite block is preferably 15.
＜金属組織の測定方法＞
本実施形態に係る鋼線の金属組織の測定は、以下のようにして行う。
<Measurement method of metal structure>
The metallographic structure of the steel wire according to this embodiment is measured as follows.
（パーライト組織の面積率の測定）
鋼線のパーライト組織の面積率は、以下の手順により求める。
まず、鋼線の中心軸を含み、かつ、中心軸に平行な断面（以下、「Ｌ断面」とも称する）をピクラールでエッチングし、金属組織を現出させる。
次に、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により２０００倍の倍率で径方向４０μｍ×中心軸方向５０μｍの領域の金属組織を写真撮影する。金属組織のＳＥＭ写真の撮影の箇所は、鋼線の直径をＤとしたとき、鋼線の表面（つまり外周面）から鋼線の径方向に０．２５Ｄの深さの位置において、各々、中心軸方向に５ｍｍ間隔の２箇所とする。
(Measurement of area ratio of pearlite structure)
The area ratio of the pearlite structure of the steel wire is determined by the following procedure.
First, a cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis (hereinafter, also referred to as “L cross section”) is etched with Piclar to reveal a metal structure.
Next, a metal structure in a region of 40 μm in the radial direction × 50 μm in the central axis direction is photographed at a magnification of 2000 times by SEM (scanning electron microscope). The locations where SEM photographs of the metallographic structure are taken are centered at a depth of 0.25D in the radial direction of the steel wire from the surface (that is, the outer peripheral surface) of the steel wire, where D is the diameter of the steel wire. There are two locations with an interval of 5 mm in the axial direction.
撮影した金属組織のＳＥＭ写真中の非パーライト組織（フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、初析セメンタイト等の各組織）を目視でマーキングし、面積率を画像解析により求める。
パーライト組織の面積率は、観察視野全体から非パーライト組織の面積を減じることにより求められる。そして、鋼線を長手方向に０．１ｍ間隔で切断して採取した３個のサンプルについて測定し、測定した計６箇所の平均値を鋼線のパーライト面積率とする。
The non-pearlite structure (each structure of ferrite, bainite, martensite, proeutectoid cementite, etc.) in the SEM photograph of the photographed metal structure is visually marked, and the area ratio is determined by image analysis.
The area ratio of the pearlite structure is obtained by subtracting the area of the non-pearlite structure from the entire observation field of view. Then, the steel wire is cut at intervals of 0.1 m in the longitudinal direction and measured for three samples, and the average value of the measured six points is taken as the pearlite area ratio of the steel wire.
（パーライトブロックの平均アスペクト比の測定）
鋼線のパーライトブロックの平均アスペクト比は、以下の手順で求める。
まず、鋼線のＬ断面における鋼線の表面から鋼線の中心軸方向に０．２５Ｄの深さの位置において、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）装置を用いて、パーライトブロック粒界を検知する。この時、一つのＬ断面で表面から０．２５Ｄ深さの位置を中心に、表面方向に２５０μｍ、中心軸方向に２５０μｍ、鋼線長手方向に５００μｍの領域において、測定ステップを１．０μｍとして各測定点のｂｃｃ−Ｆｅの結晶方位を測定し、方位差が１５度以上の境界をパーライトブロック境界と定義し、その境界に囲まれた領域をパーライトブロック粒とする。
得られた結晶方位マップにおいて、測定領域内のパーライトブロックのうち、円相当径の最大のものから順に２０個のパーライトブロックを選定する。
次に、選定された２０個のパーライトブロックの各々のアスペクト比（パーライトブロックの短径に対すると長径との比、すなわち、長径／短径）を求め、２０個のパーライトブロックのアスペクト比の平均値を求める。
(Measurement of average aspect ratio of pearlite block)
The average aspect ratio of the pearlite block of steel wire is obtained by the following procedure.
First, the pearlite block grain boundaries are detected using an EBSD (Electron Backscatter Diffraction Method) device at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire in the L cross section of the steel wire in the direction of the central axis of the steel wire. do. At this time, the measurement step is 1.0 μm in the region of 250 μm in the surface direction, 250 μm in the central axis direction, and 500 μm in the longitudinal direction of the steel wire, centering on the position at a depth of 0.25 D from the surface in one L cross section. The crystal orientation of bcc-Fe at the measurement point is measured, a boundary having an orientation difference of 15 degrees or more is defined as a pearlite block boundary, and a region surrounded by the boundary is defined as a pearlite block grain.
In the obtained crystal orientation map, 20 pearlite blocks are selected in order from the one having the largest equivalent circle diameter among the pearlite blocks in the measurement region.
Next, the aspect ratio of each of the 20 selected pearlite blocks (the ratio of the minor axis to the major axis of the pearlite block, that is, the major axis / minor axis) is obtained, and the average value of the aspect ratios of the 20 pearlite blocks is obtained. Ask for.
なお、各パーライトブロックのアスペクト比は、パーライトブロックの外縁に接触する平行線の間隔が最も長くなる距離をそのパーライトブロックの長径Ｘとし、該平行線に対して直角であり、パーライトブロックの外縁に接触する平行線の間隔をそのパーライトブロックの短径Ｙとして、Ｘ／Ｙの値をアスペクト比とする。例えば、図１に示すパーライトブロック２０では、パーライトブロック２０の両端に接触する平行線の間隔が長径Ｘであり、Ｙが短径である。
The aspect ratio of each pearlite block is such that the longest distance between parallel lines in contact with the outer edge of the pearlite block is the major axis X of the pearlite block, which is perpendicular to the parallel lines and is located on the outer edge of the pearlite block. The distance between the parallel lines that come into contact is defined as the minor axis Y of the pearlite block, and the value of X / Y is defined as the aspect ratio. For example, in the
そして、パーライトブロックを一つのＬ断面当たり両側の２箇所、さらに鋼線の長手方向に１００ｍｍの間隔で採取した３個のサンプルについて調査し、全６箇所の平均アスペクト比の平均値をパーライトブロックの平均アスペクト比とする。 Then, pearlite blocks were investigated at two locations on both sides of one L cross section, and three samples collected at intervals of 100 mm in the longitudinal direction of the steel wire, and the average value of the average aspect ratios of all six locations was calculated for the pearlite block. Use the average aspect ratio.
＜特性等＞
（ビッカース硬さ：Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ≦０．９０）
次に、本実施形態に係る高強度鋼線のビッカース硬さの比（Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ）の限定理由について述べる。
鋼線の表面から０．０３ｍｍの深さで測定したビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３、表面から中心軸までの領域でビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘで表したとき、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘを０．９０以下とすることにより、鋼線の耐水素脆化特性が改善する。このため、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘを０．９０以下とする。好ましい上限は０．８５である。
なお、Ｈｖ０．０３が大きくなると耐水素脆化特性が劣化するため、Ｈｖ０．０３の上限は５５０が好ましく、５００がより好ましい。
<Characteristics, etc.>
(Vickers hardness: Hv 0.03 / Hv max ≤ 0.90)
Next, the reason for limiting the Vickers hardness ratio (Hv 0.03 / Hv max ) of the high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
The average Vickers hardness measured at a depth of 0.03 mm from the surface of the steel wire is Hv 0.03 , and the Vickers hardness at the position where the average Vickers hardness is maximum in the region from the surface to the central axis. When the average value of Hv max is expressed by Hv max, the hydrogen embrittlement resistance property of the steel wire is improved by setting Hv 0.03 / Hv max to 0.90 or less. Therefore, Hv 0.03 / Hv max is set to 0.90 or less. The preferred upper limit is 0.85.
Since the deterioration of the hydrogen embrittlement resistance when Hv 0.03 increases, the upper limit of the Hv 0.03 is preferably 550, 500 are more preferred.
ビッカース硬さは、以下の測定方法による。図２は、ビッカース硬さを測定する位置を説明するための概略図である。
まず、測定対象である鋼線を１００ｍｍの間隔で切断し、長さが３〜１０ｍｍのサンプルを４本採取し、各サンプルについて、鋼線１０の中心軸Ｃに垂直な断面（以下、「Ｃ断面」とも称する。）を鏡面研磨する。
表面から０．０３ｍｍの深さで測定したビッカース硬さの平均値Ｈｖ０．０３は、以下の方法で測定する。鋼線１０の表面から０．０３ｍｍの深さの位置にて４５°おきに８箇所で、ビッカース硬さを測定する。ビッカース硬さ測定の際の試験力は０．９８Ｎとして１５秒間負荷した。各サンプルから得られた８箇所×４本、すなわち、３２箇所の測定値を平均することによりＨｖ０．０３を求める。
また、表面から中心軸までの領域でビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値Ｈｖｍａｘは、以下の方法で測定する。上記のように鋼線１０から採取した４本のサンプルのＣ断面について、鋼線１０の表面から中心軸Ｃに向かって０．０５Ｄ間隔、すなわち、表面からの深さが０．０５Ｄ、０．１０Ｄ、０．１５Ｄ、０．２０Ｄ、０．２５Ｄ、０．３０Ｄ、０．３５Ｄ、０．４０Ｄ、０．４５Ｄの９か所の位置にて４５°おきに８箇所で、それぞれビッカース硬さを測定する。４本のサンプルの各位置で得られた測定値（すなわち、各位置で３２箇所）を平均することによりその位置におけるビッカース硬さの平均値とし、０．０５Ｄ〜０．４５Ｄの各位置でのビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘとする。なお、図４において０．１０Ｄ〜０．４０Ｄの測定位置は図示を省略している。鋼線の中心部Ｃ（深さ０．５Ｄ）は、硬さは最も小さくなるため、ビッカース硬さの測定は不要である。
Vickers hardness is measured by the following measuring method. FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a position for measuring Vickers hardness.
First, the steel wire to be measured is cut at intervals of 100 mm, four samples having a length of 3 to 10 mm are collected, and each sample has a cross section perpendicular to the central axis C of the steel wire 10 (hereinafter, “C”). Also referred to as "cross section") is mirror-polished.
The average value Hv 0.03 of Vickers hardness measured at a depth of 0.03 mm from the surface is measured by the following method. The Vickers hardness is measured at 8 points every 45 ° at a depth of 0.03 mm from the surface of the
Further, the average value Hv max of the Vickers hardness at the position where the average value of the Vickers hardness is maximum in the region from the surface to the central axis is measured by the following method. With respect to the C cross section of the four samples taken from the
（引張強さ：２０１０ＭＰａ以上）
次に、本実施形態に係る高強度鋼線の引張強さについて説明する。
鋼線の引張強さが２０１０ＭＰａ未満では、例えば、鋼線を土木・建築構造物の用途に適用した場合、施工コストの低減及び軽量化の効果が小さくなる。そのため、鋼線の引張強さの下限は２０１０ＭＰａとする。
鋼線の引張強さの上限は、特に限定されるものではないが、引張強さが高すぎると、延性が低下し、伸線加工を施すときに割れが生じる場合がある。この点で、鋼線の引張強さの上限は、２７００ＭＰａがよい。
(Tensile strength: 2010 MPa or more)
Next, the tensile strength of the high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
When the tensile strength of the steel wire is less than 2010 MPa, for example, when the steel wire is applied to the use of civil engineering / building structures, the effect of reducing the construction cost and the weight is reduced. Therefore, the lower limit of the tensile strength of the steel wire is 2010 MPa.
The upper limit of the tensile strength of the steel wire is not particularly limited, but if the tensile strength is too high, the ductility is lowered and cracks may occur when the wire drawing process is performed. In this respect, the upper limit of the tensile strength of the steel wire is preferably 2700 MPa.
鋼線の引張強さは、以下の方法で求める。鋼線を長さ３４０ｍｍの試験サンプルに切断後、矯正、直棒とする。２００ｍｍがチャック間長さ（試験長さ）となるように試験サンプルの上下７０ｍｍをチャッキングし、引張試験を行う。得られた最大荷重を断面積で除することで引張強さ（ＭＰａ）を算出する。１本の鋼線につき３本の試験サンプルを採取して引張試験を行い、その平均値を求める。 The tensile strength of the steel wire is obtained by the following method. After cutting the steel wire into a test sample with a length of 340 mm, it is straightened and made into a straight bar. A tensile test is performed by chucking 70 mm above and below the test sample so that 200 mm is the chuck-to-chuck length (test length). The tensile strength (MPa) is calculated by dividing the obtained maximum load by the cross-sectional area. Three test samples are taken for each steel wire and a tensile test is performed, and the average value is calculated.
（線径）
次に、本実施形態に係る高強度鋼線の線径について説明する。
本実施形態に係る高強度鋼線は、橋梁ケーブル用鋼線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などに使用される高強度鋼線として好適である。そのため、鋼線の線径（直径）が１．５ｍｍ未満では、これらの製品を製造する際のコストが上昇し、８．０ｍｍを超えると強度や捻回特性が劣化しやすくなる。そのため、本実施形態に係る鋼線の線径（直径）は、１．５ｍｍ〜８．０ｍｍがよい。より好ましい鋼線の線径（直径）の範囲は、３．０ｍｍ〜７．５ｍｍである。
(Wire diameter)
Next, the wire diameter of the high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
The high-strength steel wire according to the present embodiment is suitable as a high-strength steel wire used for bridge cable steel wire, PC steel wire, rope steel wire and the like. Therefore, if the wire diameter (diameter) of the steel wire is less than 1.5 mm, the cost for manufacturing these products increases, and if it exceeds 8.0 mm, the strength and twisting characteristics tend to deteriorate. Therefore, the wire diameter (diameter) of the steel wire according to the present embodiment is preferably 1.5 mm to 8.0 mm. A more preferable range of the wire diameter (diameter) of the steel wire is 3.0 mm to 7.5 mm.
（めっき層）
本実施形態に係る高強度鋼線は、鋼線の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ及びＳｉからなる群より選ばれる１種又は２種以上の金属を含むめっき層が被覆されていてもよい。ロープ用鋼線、橋梁ケーブル用鋼線などに使用される高強度鋼線には、表面にめっきが施された鋼線が使用されることがある。そして、表面にめっきが施されていても、本実施形態に係る高強度鋼線は、高強度となる。
(Plating layer)
In the high-strength steel wire according to the present embodiment, the surface of the steel wire is coated with a plating layer containing one or more metals selected from the group consisting of Zn, Al, Cu, Sn, Mg and Si. You may. Steel wires with a plated surface may be used for high-strength steel wires used for rope steel wires, bridge cable steel wires, and the like. Even if the surface is plated, the high-strength steel wire according to the present embodiment has high strength.
［鋼線の製造方法］
本実施形態に係る高強度鋼線の製造方法は特に限定されないが、例えば、以下に示す製造方法によって鋼線を得ることができる。なお、下記の製造方法は一例であり、下記以外の製造方法によって化学成分、及びその他の要件が本実施形態の範囲である鋼線が得られた場合であっても、その鋼線は本実施形態に係る鋼線に含まれる。
[Steel wire manufacturing method]
The method for manufacturing the high-strength steel wire according to the present embodiment is not particularly limited, but for example, the steel wire can be obtained by the manufacturing method shown below. The following manufacturing method is an example, and even if a steel wire whose chemical composition and other requirements are within the scope of the present embodiment is obtained by a manufacturing method other than the following, the steel wire is carried out in the present implementation. Included in the morphological steel wire.
本実施形態に係る高強度鋼線の化学組成を有する鋼片を、１１８０〜１２５０℃に加熱する。加熱の際、鋼片表面温度が１１８０℃以上となる時間が２５分以上とする。
その後、仕上げ圧延温度８５０〜１０００℃で熱間圧延する。
熱間圧延後、７００〜８５０℃でリング状に巻き取る。
巻き取り後、７００〜８５０℃である線材を、７００℃から６００℃までの平均冷却速度３０〜８０℃／ｓで、５２０〜６００℃まで冷却し、その後、５２０〜６００℃で５０秒以上保持することによりパーライト変態処理する。
あるいは、本実施形態に係る高強度鋼線の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、冷却した線材を、１０６０〜１１５０℃に再加熱し、５２０〜６５０℃で２０ｓ以上保持することによりパーライト変態処理をしてもよい。
A steel piece having a chemical composition of a high-strength steel wire according to the present embodiment is heated to 1180 to 1250 ° C. At the time of heating, the time for the surface temperature of the steel piece to reach 1180 ° C. or higher is 25 minutes or longer.
Then, hot rolling is performed at a finish rolling temperature of 850 to 1000 ° C.
After hot rolling, it is wound into a ring at 700 to 850 ° C.
After winding, the wire rod at 700 to 850 ° C. is cooled to 520 to 600 ° C. at an average cooling rate of 30 to 80 ° C./s from 700 ° C. to 600 ° C., and then held at 520 to 600 ° C. for 50 seconds or longer. By doing so, the pearlite transformation process is performed.
Alternatively, the steel piece having the chemical composition of the high-strength steel wire according to the present embodiment is hot-rolled, and then the cooled wire rod is reheated to 1060-1150 ° C. and held at 520 to 650 ° C. for 20 seconds or more. A pearlite transformation process may be performed.
パーライト変態処理後、室温に冷却した線材を、総減面率６５〜９５％で伸線加工し、３００〜６００℃で１ｓ以上３０ｓ以下保持し、鋼線が得られる。３００〜６００℃で１ｓ以上３０ｓ以下保持する際に、０．２％耐力の３０〜９０％の引張応力を負荷してもよい。
さらに、鋼線の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ及びＳｉの１種又は２種以上の金属を含むめっき層を被覆するめっき処理を行ってもよい。
以下、本実施形態に係る高強度鋼線の製造方法の一例の詳細について説明する。
After the pearlite transformation treatment, the wire rod cooled to room temperature is drawn with a total surface reduction rate of 65 to 95% and held at 300 to 600 ° C. for 1 s or more and 30 s or less to obtain a steel wire. When holding at 300 to 600 ° C. for 1 s or more and 30 s or less, a tensile stress of 30 to 90% of 0.2% proof stress may be applied.
Further, the surface of the steel wire may be subjected to a plating treatment for coating a plating layer containing one or more metals of Zn, Al, Cu, Sn, Mg and Si.
Hereinafter, details of an example of a method for manufacturing a high-strength steel wire according to the present embodiment will be described.
本実施形態に係る高強度鋼線の製造方法では、まず、上記本実施形態に係る高強度鋼線の化学組成を有する鋼片を、１１８０〜１２５０℃に加熱する。２０１０ＭＰａ以上の高強度鋼線を得るためには、非パーライト組織の低減が有効であり、１１８０℃以上の加熱により均一性が高いパーライト組織が得られる。加熱温度が１２５０℃を超えると、製造コストが上昇する。表面から０．０３ｍｍの深さで測定したビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３の低減には加熱時間が長いほどよく、鋼片表面が１１８０℃以上となる時間は２５分以上が好ましい。 In the method for producing a high-strength steel wire according to the present embodiment, first, a steel piece having a chemical composition of the high-strength steel wire according to the present embodiment is heated to 1180 to 1250 ° C. In order to obtain a high-strength steel wire of 2010 MPa or more, it is effective to reduce the non-pearlite structure, and a pearlite structure having high uniformity can be obtained by heating at 1180 ° C. or higher. If the heating temperature exceeds 1250 ° C., the manufacturing cost increases. The longer the heating time is, the better the average value of Vickers hardness measured at a depth of 0.03 mm from the surface is for reducing Hv 0.03 , and the time for the steel piece surface to reach 1180 ° C. or higher is preferably 25 minutes or longer.
次に、加熱した鋼片を、仕上げ圧延温度８５０〜１０００℃で熱間圧延することにより、線材を得る。
仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、熱間圧延の際の変形抵抗が増大し圧延コストが嵩む。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、金属組織が粗大になり、伸線加工性が劣化する。好ましい仕上げ圧延温度の範囲は、８７０〜９８０℃である。なお、仕上げ圧延温度とは、仕上げ圧延直後の線材の表面温度を指す。
Next, the heated steel pieces are hot-rolled at a finish rolling temperature of 850 to 1000 ° C. to obtain a wire rod.
If the finish rolling temperature is less than 850 ° C., the deformation resistance during hot rolling increases and the rolling cost increases. When the finish rolling temperature exceeds 1000 ° C., the metal structure becomes coarse and the wire drawing workability deteriorates. The preferred finish rolling temperature range is 870-980 ° C. The finish rolling temperature refers to the surface temperature of the wire rod immediately after finish rolling.
仕上げ圧延後、線材を７００〜８５０℃でリング状に巻き取る。巻き取り温度が低いほど、表面から０．０３ｍｍの深さで測定したビッカース硬さの平均値Ｈｖ０．０３が低くなる。そのため、巻き取り温度は８５０℃以下が好ましい。一方、巻き取り温度が７００℃未満になると、線材の変形抵抗が増加し巻き取りが困難となる。 After finish rolling, the wire is wound into a ring at 700 to 850 ° C. The lower the winding temperature, the lower the average Vickers hardness Hv 0.03 measured at a depth of 0.03 mm from the surface. Therefore, the winding temperature is preferably 850 ° C. or lower. On the other hand, when the winding temperature is less than 700 ° C., the deformation resistance of the wire rod increases and winding becomes difficult.
次に、巻き取り後、７００〜８５０℃である線材を、７００℃から６００℃までの平均冷却速度３０〜８０℃／ｓで、５２０〜６００℃まで冷却する。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満では、非パーライト組織の面積率が増大し、伸線加工性と捻回特性が劣化する。平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると製造コストが上昇する。なお、平均冷却速度とは、線材の表面冷却速度を指す。冷却温度が５２０℃未満では、パーライト面積率が小さくなり、捻回特性が劣化する。冷却温度が６００℃を超えると、強度が低下する。 Next, after winding, the wire rod having a temperature of 700 to 850 ° C. is cooled to 520 to 600 ° C. at an average cooling rate of 30 to 80 ° C./s from 700 ° C. to 600 ° C. If the average cooling rate is less than 30 ° C./s, the area ratio of the non-pearlite structure increases, and the wire drawing workability and twisting characteristics deteriorate. If the average cooling rate exceeds 80 ° C./s, the manufacturing cost increases. The average cooling rate refers to the surface cooling rate of the wire rod. If the cooling temperature is less than 520 ° C., the pearlite area ratio becomes small and the twisting characteristics deteriorate. If the cooling temperature exceeds 600 ° C., the strength decreases.
次に、５２０〜６００℃まで冷却後の線材を、５２０〜６００℃で５０秒以上保持することによりパーライト変態処理する。保持温度が５２０℃未満では、パーライト面積率が小さくなり、捻回特性が劣化する。保持温度が６００℃を超えると強度が低下する。保持時間が５０秒未満では、パーライト変態が未完となり、マルテンサイトが生成し、伸線加工性と耐水素脆化特性が劣化する。ただし、製造コストの観点から、保持時間の上限は、１５０秒がよい。５２０〜６００℃の保持は、例えば、溶融塩浴槽により実施してもよい。 Next, the wire rod cooled to 520 to 600 ° C. is held at 520 to 600 ° C. for 50 seconds or longer to perform a pearlite transformation treatment. If the holding temperature is less than 520 ° C., the pearlite area ratio becomes small and the twisting characteristics deteriorate. If the holding temperature exceeds 600 ° C., the strength decreases. If the holding time is less than 50 seconds, the pearlite transformation is incomplete, martensite is generated, and the wire drawing workability and hydrogen embrittlement resistance are deteriorated. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the upper limit of the holding time is preferably 150 seconds. The holding at 520 to 600 ° C. may be carried out by, for example, a molten salt bath.
そして、上記パーライト変態処理後又は冷却後の線材（具体的には、室温（例えば２５℃）まで冷却後の線材）を、総減面率６５〜９５％で伸線加工して、３００〜６００℃で１ｓ以上３０ｓ以下保持し、鋼線を得る。総減面率が６５％未満では強度が低下する。
総減面率が９５％を超えると、鋼線の延性が低下し、伸線加工性や捻回特性が劣化する。好ましい総減面率の範囲は、７０〜９０％である。なお、総減面率とは、式：（伸線加工前の線材の断面積（中心軸方向に垂直な面の面積）と伸線加工後の鋼線の断面積との差分／伸線加工前の線材の断面積）×１００で算出される値である。
３００〜６００℃で１ｓ以上３０ｓ以下保持することでリラクセーション特性が向上する。保持温度が３００℃未満では、リラクセーション特性の改善効果が小さく、保持温度が６００℃を超えると強度が低下する。好ましい保持温度は３５０℃以上５５０℃以下である。保持時間が１ｓ未満では、リラクセーション特性の向上効果がなく、保持時間が３０ｓを超えると強度が低下する。リラクセーション特性をさらに向上させる目的で、３００〜６００℃で１ｓ以上３０ｓ以下保持する際に、０．２％耐力の３０〜９０％の引張応力を負荷してもよい。負荷応力が引張応力の３０％未満ではリラクセーション特性の改善効果が小さく、９０％を超えると断線する場合がある。
Then, the wire rod after the pearlite transformation treatment or after cooling (specifically, the wire rod after cooling to room temperature (for example, 25 ° C.)) is drawn with a total surface reduction rate of 65 to 95% to 300 to 600. Hold at ° C for 1 s or more and 30 s or less to obtain a steel wire. If the total surface reduction rate is less than 65%, the strength decreases.
When the total surface reduction rate exceeds 95%, the ductility of the steel wire is lowered, and the wire drawing workability and the twisting characteristics are deteriorated. The preferred range of total reduction rates is 70-90%. The total surface reduction rate is the formula: (difference between the cross-sectional area of the wire before wire drawing (area of the surface perpendicular to the central axis direction) and the cross-sectional area of the steel wire after wire drawing / wire drawing. It is a value calculated by (cross-sectional area of the previous wire) × 100.
Relaxation characteristics are improved by holding at 300 to 600 ° C. for 1 s or more and 30 s or less. If the holding temperature is less than 300 ° C., the effect of improving the relaxation characteristics is small, and if the holding temperature exceeds 600 ° C., the strength is lowered. The preferred holding temperature is 350 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. If the holding time is less than 1 s, there is no effect of improving the relaxation characteristics, and if the holding time exceeds 30 s, the strength is lowered. For the purpose of further improving the relaxation characteristics, a tensile stress of 30 to 90% of 0.2% proof stress may be applied when holding at 300 to 600 ° C. for 1 s or more and 30 s or less. If the load stress is less than 30% of the tensile stress, the effect of improving the relaxation characteristics is small, and if it exceeds 90%, the wire may be broken.
以上の工程を経て、本実施形態に係る高強度鋼線が得られる。
なお、本実施形態に係る高強度鋼線の製造方法は、更に、鋼線の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ及びＳｉの１種又は２種以上の金属を含むめっき層を被覆するめっき処理を、４２０〜４８０℃で行う工程を有してもよい。つまり、鋼線の表面に、４２０〜４８０℃（好ましくは４３０〜４７０℃）でめっき処理を施してよい。これにより、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ及びＳｉの１種又は２種以上の金属を含むめっき層を有する高強度鋼線が得られる。
Through the above steps, the high-strength steel wire according to the present embodiment can be obtained.
In the method for manufacturing a high-strength steel wire according to the present embodiment, the surface of the steel wire is further coated with a plating layer containing one or more metals of Zn, Al, Cu, Sn, Mg and Si. There may be a step of performing the plating treatment at 420 to 480 ° C. That is, the surface of the steel wire may be plated at 420 to 480 ° C (preferably 430 to 470 ° C). As a result, a high-strength steel wire having a plating layer containing one or more metals of Zn, Al, Cu, Sn, Mg and Si can be obtained.
本実施形態に係る高強度鋼線は、耐水素脆化特性に優れた引張強さ２０１０ＭＰａ以上の鋼線であり、例えば、橋梁ケーブル用鋼線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などに好適に利用できる。そのため、本実施形態に係る高強度鋼線は、例えば、土木・建築物の軽量化や施工コストの低減に寄与し、産業上極めて有用である。 The high-strength steel wire according to the present embodiment is a steel wire having an excellent hydrogen embrittlement resistance and a tensile strength of 2010 MPa or more, and is suitable for, for example, a steel wire for bridge cables, a PC steel wire, a steel wire for ropes, and the like. Available. Therefore, the high-strength steel wire according to the present embodiment contributes to, for example, weight reduction of civil engineering and buildings and reduction of construction cost, and is extremely useful in industry.
以下、実施例によって本開示に係る鋼線の例を具体的に説明するが、本開示に係る鋼線は以下の実施例により制限されるものではない。 Hereinafter, an example of the steel wire according to the present disclosure will be specifically described with reference to Examples, but the steel wire according to the present disclosure is not limited by the following Examples.
［鋼線の製造］
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｕの鋼片を用いて、表２〜表６に示す条件で、次の通り、鋼線を製造した。
具体的には、表２に示す試験番号ａ１〜ａ１３の鋼線は、次の通り製造した。
まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻取り、５２０〜６００℃まで冷却した。次に、得られた線材を熱間圧延ライン後方の溶融塩浴に浸漬してパテンティング処理（パーライト変態処理）した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表２に示す線径（「伸線後線径」と表記）まで伸線加工し、伸線後に加熱して時効処理した。これら工程を経て、試験番号ａ１〜ａ１３に示す鋼線を製造した。
[Manufacturing of steel wire]
Steel wires of steel grades A to U having the chemical compositions shown in Table 1 were produced under the conditions shown in Tables 2 to 6 as follows.
Specifically, the steel wires of test numbers a1 to a13 shown in Table 2 were manufactured as follows.
First, the steel pieces were heated and then hot rolled, and the obtained wire was wound into a ring shape and cooled to 520 to 600 ° C. Next, the obtained wire rod was immersed in a molten salt bath behind the hot rolling line and subjected to a patenting treatment (pearlite transformation treatment). Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was drawn to the wire diameter shown in Table 2 (referred to as “wire diameter after wire drawing”), and after the wire was drawn, it was heated and aged. Through these steps, the steel wires shown in test numbers a1 to a13 were manufactured.
また、表３に示す試験番号ｂ１〜ｂ１０の鋼線は、次の通り製造した。
まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻取り、５２０〜６００℃まで冷却した。次に、得られた線材を熱間圧延ライン後方の溶融塩浴に浸漬してパテンティング処理（パーライト変態処理）した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表３に示す線径（伸線後線径と表記）まで伸線加工し、伸線後、鋼線に引張応力を負荷して、加熱して時効処理した。これら工程を経て、試験番号ｂ１〜ｂ１０に示す鋼線を製造した。
The steel wires of test numbers b1 to b10 shown in Table 3 were manufactured as follows.
First, the steel pieces were heated and then hot rolled, and the obtained wire was wound into a ring shape and cooled to 520 to 600 ° C. Next, the obtained wire rod was immersed in a molten salt bath behind the hot rolling line and subjected to a patenting treatment (pearlite transformation treatment). After that, the wire material cooled to room temperature (25 ° C.) is drawn to the wire diameter shown in Table 3 (denoted as the wire diameter after wire drawing), and after the wire drawing, tensile stress is applied to the steel wire to heat it. Aged. Through these steps, the steel wires shown in test numbers b1 to b10 were manufactured.
また、表４に示す試験番号ｃ１〜ｃ２の鋼線は、次の通り製造した。
ｃ１は、まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻き取り、衝風冷却した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を、再加熱し、溶融鉛浴に浸漬した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表４に示す線径まで伸線加工し、伸線後に加熱して時効処理した。
ｃ２は、まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻き取り、衝風冷却した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表３に示す線径まで伸線加工し、伸線後に加熱して時効処理した。これら工程を経て、試験番号ｃ１〜ｃ２に示す鋼線を製造した。
The steel wires of test numbers c1 to c2 shown in Table 4 were manufactured as follows.
For c1, first, the steel pieces were heated and then hot-rolled, and the obtained wire rod was wound into a ring shape and cooled by an impulse. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was reheated and immersed in a molten lead bath. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was drawn to the wire diameter shown in Table 4, and after the wire was drawn, it was heated and aged.
For c2, first, the steel pieces were heated and then hot-rolled, and the obtained wire rod was wound into a ring shape and cooled by an impulse. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was drawn to the wire diameter shown in Table 3, and after the wire was drawn, it was heated and aged. Through these steps, the steel wires shown in test numbers c1 to c2 were manufactured.
表５に示す試験番号ｄ１〜ｄ２の鋼線は、次の通り製造した。
まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻き取り、衝風冷却した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を、再加熱し、溶融鉛浴に浸漬した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表５に示す線径まで伸線加工し、伸線後、鋼線に引張応力を負荷して、加熱して時効処理した。これら工程を経て、試験番号ｄ１〜ｄ２に示す鋼線を製造した。
The steel wires of test numbers d1 to d2 shown in Table 5 were manufactured as follows.
First, the steel pieces were heated and then hot-rolled, and the obtained wire was wound into a ring shape and cooled by an impulse. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was reheated and immersed in a molten lead bath. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was drawn to the wire diameter shown in Table 5, and after the wire drawing, a tensile stress was applied to the steel wire, and the steel wire was heated and aged. Through these steps, the steel wires shown in test numbers d1 to d2 were manufactured.
表６に示す試験番号ｅ１の鋼線は、次の通り製造した。
まず、鋼片を加熱した後、熱間圧延して、得られた線材をリング状に巻取り、５００〜６００℃まで冷却した。次に、得られた線材を熱間圧延ライン後方の溶融塩浴に浸漬してパテンティング処理した。その後、室温（２５℃）まで冷却した線材を表５に示す線径まで伸線加工し、伸線後に加熱して時効処理した。その後、溶融亜鉛めっき処理した。これら工程を経て、試験番号ｅ１に示す鋼線を製造した。
The steel wire of test number e1 shown in Table 6 was manufactured as follows.
First, the steel pieces were heated and then hot rolled, and the obtained wire was wound into a ring shape and cooled to 500 to 600 ° C. Next, the obtained wire rod was immersed in a molten salt bath behind the hot rolling line and subjected to patenting treatment. Then, the wire rod cooled to room temperature (25 ° C.) was drawn to the wire diameter shown in Table 5, and after the wire was drawn, it was heated and aged. Then, it was hot-dip galvanized. Through these steps, the steel wire shown in test number e1 was manufactured.
［評価］
これらの鋼線に対して、金属組織の観察と、ビッカース硬さ測定を行い、引張試験と耐水素脆化特性評価試験を行った。
鋼線の表面から０．２５Ｄ深さのパーライト組織の面積率、パーライトブロックの平均アスペクト比、Ｈｖ０．０３、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘは、既述した方法に従って測定した。結果を表２〜表６に示す。なお、パーライト組織以外の残部組織（非パーライト組織）としては、フェライト、ベイナイト、初析セメンタイト、マルテンサイト等が観察された。
また、表１〜表６において、下線は、本開示の範囲外であることを示す。
[evaluation]
For these steel wires, the metallographic structure was observed, the Vickers hardness was measured, and a tensile test and a hydrogen embrittlement resistance evaluation test were conducted.
The area ratio of the pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire, the average aspect ratio of the pearlite block, Hv 0.03 , and Hv 0.03 / Hv max were measured according to the method described above. The results are shown in Tables 2 and 6. As the residual structure (non-pearlite structure) other than the pearlite structure, ferrite, bainite, proeutectoid cementite, martensite and the like were observed.
Further, in Tables 1 to 6, underlines indicate that they are outside the scope of the present disclosure.
＜引張試験＞
引張試験は、鋼線を長さ３４０ｍｍに切断後、矯正、直棒とし、２００ｍｍがチャック間長さ（試験長さ）上下７０ｍｍをチャッキングして行った。得られた最大荷重を断面積で除することで引張強さ（ＭＰａ）を算出し、各鋼線につき３本の引張試験を行い、その平均値を求めた。結果を表２〜表６に示す。なお、表６に示す試験番号ｅ１の鋼線は、酸洗によりめっきを除去した後、引張試験を行った。
<Tensile test>
The tensile test was carried out after cutting the steel wire to a length of 340 mm, straightening it into a straight bar, and chucking 200 mm above and below the chuck length (test length) of 70 mm. The tensile strength (MPa) was calculated by dividing the obtained maximum load by the cross-sectional area, and three tensile tests were performed on each steel wire to obtain the average value. The results are shown in Tables 2 and 6. The steel wire of test number e1 shown in Table 6 was subjected to a tensile test after the plating was removed by pickling.
＜耐水素脆化特性評価＞
鋼線の耐水素脆化特性は、腐食防食協会で規格化された「２０％チオシアン酸アンモニウム溶液中でのＰＣ鋼材の水素脆化試験方法」（ＪＳＣＥ Ｓ １２０１：２０１２）によって評価した。
鋼線あるいはめっき線を酸洗処理して表面の潤滑皮膜とめっきを除去した後、矯直加工を行って真直性を確保し、７００ｍｍＬ長さに切断したサンプルを試験片として用いた。
次いで試験片の中心部を含む２００ｍｍ長さが浸漬できる溶液セルを用い、５０℃の２０％チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ４ＳＣＮ）水溶液に試験片を浸漬させた状態とし、ａ１〜ａ１３、ｃ１、ｃ２、ｅ１の各鋼線については、引張試験から得た破断荷重の７０％の一定荷重を試験片に負荷し、ｂ１〜ｂ１０、ｄ１、ｄ２の各鋼線については、引張試験から得た破断荷重の８０％の一定荷重を試験片に負荷し、破断までの時間を測定した。
各鋼線から採取した６本の試験片に対して行い、破断時間の平均値を算出し、鋼線の耐水素脆化特性を評価した。
結果を表２〜表６に示す。なお、表６に示す試験番号ｅ１の鋼線は、酸洗によりめっきを除去した後、耐水素脆化特性を評価した。
<Evaluation of hydrogen embrittlement resistance>
The hydrogen embrittlement resistance property of the steel wire was evaluated by "Hydrogen embrittlement test method of PC steel material in 20% ammonium thiocyanate solution" (JSCE S 1201: 2012) standardized by the Japan Society of Civil Engineers.
After pickling the steel wire or the plated wire to remove the lubricating film and plating on the surface, straightening was performed to ensure straightness, and a sample cut to a length of 700 mm L was used as a test piece.
Next, using a solution cell that includes the center of the test piece and can be immersed in a length of 200 mm , the test piece was immersed in a 20% ammonium thiocyanate (NH 4 SCN) aqueous solution at 50 ° C., and the test piece was immersed in a1 to a13, c1, and c2. For each steel wire of e1, a constant load of 70% of the breaking load obtained from the tensile test was applied to the test piece, and for each of the steel wires b1 to b10, d1 and d2, the breaking load obtained from the tensile test. A constant load of 80% of the above was applied to the test piece, and the time until fracture was measured.
It was performed on 6 test pieces collected from each steel wire, the average value of the breaking time was calculated, and the hydrogen embrittlement resistance property of the steel wire was evaluated.
The results are shown in Tables 2 and 6. The steel wire of test number e1 shown in Table 6 was evaluated for hydrogen embrittlement resistance after the plating was removed by pickling.
図３に本開示のａ１〜ａ１３、ｃ１、ｃ２、ｅ１の各鋼線の実施例から得られた、鋼線の引張強さと耐水素脆化特性の指標である水素脆化破断時間の関係を示す。
図４に本開示のｂ１〜ｂ１０、ｄ１、ｄ２の各鋼線の実施例から得られた、鋼線の引張強さと耐水素脆化特性の指標である水素脆化破断時間の関係を示す。
水素脆化破断時間は鋼線の引張強さの影響を受け、鋼線の引張強さが低いと破断時間が長く、鋼線の引張強さが高いと破断時間が短くなる。水素脆化破断時間が下記（Ａ）式で示される時間（ｈ）以上のとき、耐水素脆化特性が良好と判断した。
６．２×１０４×ｅｘｐ（−０．００３８×ＴＳ（ＭＰａ））（ｈ）・・・（Ａ）
表２〜６に（Ａ）で計算された時間を示す。
FIG. 3 shows the relationship between the tensile strength of the steel wire and the hydrogen embrittlement fracture time, which is an index of the hydrogen embrittlement resistance property, obtained from the examples of the steel wires a1 to a13, c1, c2, and e1 of the present disclosure. show.
FIG. 4 shows the relationship between the tensile strength of the steel wire and the hydrogen embrittlement fracture time, which is an index of the hydrogen embrittlement resistance property, obtained from the examples of the steel wires b1 to b10, d1 and d2 of the present disclosure.
The hydrogen embrittlement fracture time is affected by the tensile strength of the steel wire. When the tensile strength of the steel wire is low, the fracture time is long, and when the tensile strength of the steel wire is high, the fracture time is short. When the hydrogen embrittlement breaking time was longer than the time (h) represented by the following formula (A), it was judged that the hydrogen embrittlement resistance property was good.
6.2 × 10 4 × exp (-0.0038 × TS (MPa)) (h) ... (A)
Tables 2 to 6 show the times calculated in (A).
上記結果から、本開示で規定する要件をすべて満たす試験番号ａ１〜ａ６、ｂ１〜ｂ４、ｂ９、ｂ１０、ｃ１、ｄ１、ｅ１の鋼線は、引張強さが２０１０ＭＰａ以上となり、かつ耐水素脆化特性が良好であることがわかる。
一方、試験番号ａ７の鋼線は、Ｓｉ含有量、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘが本開示の上限を超えた。
試験番号ａ８の鋼線は、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］が本開示の下限未満である。
試験番号ａ９の鋼線は、Ｃｕ含有量が本開示の上限を超え、伸線加工中に断線した。
試験番号ａ１０の鋼線は、Ｓ含有量が本開示の上限を超え、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘが本開示の上限を超えた。
試験番号ａ１１、ａ１２の鋼線は、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘが本開示の上限を超えた。
試験番号ａ１３の鋼線は、鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライトパーライトブロックの平均アスペクト比が本開示の下限未満であった。
試験番号ｂ５の鋼線は、Ｃｕ、Ｎｉの含有量が本開示の下限未満であった。
試験番号ｂ６の鋼線は、Ｃｕ含有量、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］が本開示の下限未満であった。
試験番号ｂ７の鋼線は、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］が本開示の下限未満であった。
試験番号ｂ８の鋼線は、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘが本開示の上限を超えた。
試験番号ｃ２の鋼線は、鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が本開示の下限未満であった。
試験番号ｄ２の鋼線は、Ｃｕ、Ｎｉの含有量が本開示の下限未満であった。
これらの本開示の範囲を外れる鋼線は、いずれも耐水素脆化特性が不良である。
From the above results, the steel wires of test numbers a1 to a6, b1 to b4, b9, b10, c1, d1, and e1 that satisfy all the requirements specified in the present disclosure have a tensile strength of 2010 MPa or more and hydrogen embrittlement resistance. It can be seen that the characteristics are good.
On the other hand, in the steel wire of test number a7, the Si content and Hv 0.03 / Hv max exceeded the upper limit of the present disclosure.
In the steel wire of test number a8, [Cu] / [Ni] is less than the lower limit of the present disclosure.
The steel wire of test number a9 had a Cu content exceeding the upper limit of the present disclosure and was broken during the wire drawing process.
In the steel wire of test number a10, the S content exceeded the upper limit of the present disclosure, and Hv 0.03 / Hv max exceeded the upper limit of the present disclosure.
For the steel wires of test numbers a11 and a12, Hv 0.03 / Hv max exceeded the upper limit of the present disclosure.
The steel wire of test number a13 had an average aspect ratio of the pearlite pearlite block at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire, which was less than the lower limit of the present disclosure.
The steel wire of test number b5 had Cu and Ni contents less than the lower limit of the present disclosure.
The steel wire of test number b6 had a Cu content of [Cu] / [Ni] below the lower limit of the present disclosure.
In the steel wire of test number b7, [Cu] / [Ni] was less than the lower limit of the present disclosure.
For the steel wire of test number b8, Hv 0.03 / Hv max exceeded the upper limit of the present disclosure.
The steel wire of test number c2 had a pearlite structure area ratio at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire, which was less than the lower limit of the present disclosure.
The steel wire of test number d2 had Cu and Ni contents less than the lower limit of the present disclosure.
All of these steel wires outside the scope of the present disclosure have poor hydrogen embrittlement resistance.
１０ 鋼線
２０ パーライトブロック
Ｃ 鋼線の中心軸
10
Claims (7)
Ｃ：０．７０〜１．１５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１２％以下、
Ｃｕ：０．０８〜０．４０％、
Ｎｉ：０．０４〜０．４０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、及び
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
鋼線に含まれるＣｕ及びＮｉの質量％での含有量を、それぞれ［Ｃｕ］及び［Ｎｉ］で表した場合に、［Ｃｕ］／［Ｎｉ］≧１．０を満たし、
前記鋼線の中心軸を含み、かつ、前記中心軸に平行な断面において、前記鋼線の直径をＤとした場合に、前記鋼線の表面から０．２５Ｄの深さの位置でのパーライト組織の面積率が９０％以上であり、かつ、パーライトブロックの平均アスペクト比が２．０以上であり、
前記鋼線の中心軸に垂直な断面において、前記鋼線の表面から０．０３ｍｍの深さの位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖ０．０３、前記表面から前記中心軸までの領域でビッカース硬さの平均値が最大となる位置でのビッカース硬さの平均値をＨｖｍａｘで表した場合に、Ｈｖ０．０３／Ｈｖｍａｘ≦０．９０を満たし、
引張強さが２０１０ＭＰａ以上である、高強度鋼線。 The chemical composition is by mass%,
C: 0.70 to 1.15%,
Si: 0.50 to 1.50%,
Mn: 0.25 to 0.90%,
P: 0.015% or less,
S: 0.012% or less,
Cu: 0.08 to 0.40%,
Ni: 0.04 to 0.40%,
Al: 0.010 to 0.070% and N: 0.0010 to 0.0060%
The balance consists of Fe and impurities.
When the content of Cu and Ni contained in the steel wire in mass% is expressed by [Cu] and [Ni], respectively, [Cu] / [Ni] ≧ 1.0 is satisfied.
A pearlite structure at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire when the diameter of the steel wire is D in a cross section including the central axis of the steel wire and parallel to the central axis. The area ratio of the pearlite block is 90% or more, and the average aspect ratio of the pearlite block is 2.0 or more.
In the cross section perpendicular to the central axis of the steel wire, the average value of Vickers hardness at a depth of 0.03 mm from the surface of the steel wire is Hv 0.03 , in the region from the surface to the central axis. When the average value of Vickers hardness at the position where the average value of Vickers hardness is maximum is expressed by Hv max , Hv 0.03 / Hv max ≤ 0.90 is satisfied.
High-strength steel wire with a tensile strength of 2010 MPa or more.
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｖ：０．２０％以下、及び
Ｎｂ：０．０５０％以下、
からなる群より選ばれる１種又は２種以上をさらに含む、請求項１に記載の高強度鋼線。 The chemical composition is, in mass%, instead of a portion of the Fe.
Cr: 0.50% or less,
Mo: 0.30% or less,
V: 0.20% or less, and Nb: 0.050% or less,
The high-strength steel wire according to claim 1, further comprising one type or two or more types selected from the group consisting of.
Ｔｉ：０．０５０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下、
の１種又は２種をさらに含む、請求項１又は請求項２に記載の高強度鋼線。 The chemical composition is, in mass%, instead of a portion of the Fe.
Ti: 0.050% or less, and B: 0.0050% or less,
The high-strength steel wire according to claim 1 or 2, further comprising one or two of the above.
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、及び
Ｚｒ：０．０５０％以下
の１種又は２種をさらに含む、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高強度鋼線。 The chemical composition is, in mass%, instead of a portion of the Fe.
Ca: 0.0050% or less,
The high-strength steel wire according to any one of claims 1 to 3, further comprising one or two types of Mg: 0.0050% or less and Zr: 0.050% or less.
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