JP2024029554A - galvanized steel wire - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強度および捻回特性のいずれも満足する亜鉛めっき鋼線を提供する。【解決手段】 亜鉛めっき鋼線ｉは、鉄（Ｆｅ）以外の化学成分として質量％で、炭素（Ｃ）が０．８５～１．００％、珪素（Ｓｉ）が１．００～１．４０％、マンガン（Ｍｎ）が０．１０～０．４０％、リン（Ｐ）が０．０３０％以下、硫黄（Ｓ）が０．０３０％以下、クロム（Ｃｒ）が０．４０～１．００％、アルミニウム（Ａｌ）が０．０２０～０．０８０％および窒素（Ｎ）が０．００１０～０．０１００％、を含む。亜鉛めっき鋼線は、軸線を含む長手方向に平行した断面において円周表面からその直径の１／４の深さに存在する球状セメンタイトの平均円相当径が８．６～１２．６ｎｍとなっている。【選択図】図２The present invention provides a galvanized steel wire that satisfies both tensile strength and twisting properties. [Solution] Galvanized steel wire i has 0.85 to 1.00% carbon (C) and 1.00 to 1.40% silicon (Si) in mass% as chemical components other than iron (Fe). %, manganese (Mn) 0.10 to 0.40%, phosphorus (P) 0.030% or less, sulfur (S) 0.030% or less, chromium (Cr) 0.40 to 1.00 %, aluminum (Al) from 0.020 to 0.080% and nitrogen (N) from 0.0010 to 0.0100%. In a galvanized steel wire, the average equivalent circular diameter of spherical cementite existing at a depth of 1/4 of the diameter from the circumferential surface in a cross section parallel to the longitudinal direction including the axis is 8.6 to 12.6 nm. There is. [Selection diagram] Figure 2
Description
本発明は、亜鉛めっきにより被覆される鋼線に関する。 The present invention relates to steel wire coated with galvanization.
亜鉛めっき鋼線は、例えば吊り橋の橋梁用ケーブルとして使用される。吊り橋は近年長大化が進み且つ工期短縮の要求も多いため、使用される橋梁用ケーブル（亜鉛めっき鋼線）に対して軽量化のみならず高強度化が求められている。 Galvanized steel wires are used, for example, as bridge cables for suspension bridges. In recent years, suspension bridges have become longer and longer, and there is a growing demand for shorter construction times, so the bridge cables (galvanized steel wires) used are required not only to be lighter but also higher in strength.
亜鉛めっき鋼線は、圧延材にパテンティングおよび伸線加工を施すことで強度を高め、さらに防錆性の付与を目的として亜鉛めっきが施され、最終的に要求荷重に耐えられる本数に束ねて使用される。 Galvanized steel wire is rolled material that is patented and drawn to increase its strength, and then galvanized to give it anti-corrosion properties.Finally, the wire is bundled into a number that can withstand the required load. used.
亜鉛めっき鋼線の高強度化の手法として、伸線による加工硬化があるが、他の手法として合金成分の添加による鋼線の強度増加も考えられる。 One method for increasing the strength of galvanized steel wire is work hardening by wire drawing, but another method is to increase the strength of steel wire by adding alloying components.
しかしながら、「伸線による加工硬化」については、伸線径を太くした場合など脆化による捻回時の縦割れ(以下、デラミネーション)の発生が否めず、逆に伸線径を細くした場合は、束ねる本数の増加による加工コスト上昇や工期延長が懸念される。「合金成分の添加」についても、単純に合金成分を添加すると焼入性が上昇し、パテンティング後にマルテンサイトやベイナイトなど過冷組織が形成され、鋼線の伸線性や延性を確保できない虞がある。このように、高強度化により鋼線自体が脆化しデラミネーションの発生リスクが高まることから、高強度化には延性を維持・改善する方策が望まれている。 However, with regard to "work hardening due to wire drawing," it is undeniable that vertical cracks (hereinafter referred to as delamination) occur during twisting due to embrittlement when the wire drawing diameter is increased, and conversely, when the wire drawing diameter is decreased, There are concerns about increased processing costs and longer construction times due to an increase in the number of bundles. Regarding "addition of alloying components", simply adding alloying components will increase hardenability, and after patenting, supercooled structures such as martensite and bainite will be formed, and there is a risk that the drawability and ductility of the steel wire cannot be ensured. be. As described above, increasing the strength of the wire makes the steel wire itself brittle and increases the risk of delamination, so measures to maintain and improve ductility are desired in order to increase the strength.
上記した問題の解決に資すると思われる特許文献としては、以下の特許文献１～特許文献３が挙げられる。 Patent documents that are believed to contribute to solving the above-mentioned problems include the following Patent Documents 1 to 3.
特許文献１には、特定の成分組成を有する鋼線について、その内部およびその表層部のパーライト組織のそれぞれの面積率が９０％以上、８０％以上であり、その全体の組織に占めるセメンタイトの平均長さが１．０μｍ以上であるラメラ状パーライト組織の面積率が３０％以上６５％以下であり、セメンタイトの平均長さが０．３０μｍ以下である分断パーライト組織の面積率が２０％以上５０％以下とすることにより、デラミネーションを防止する（捻回特性が良好である）技術が開示されている。言い換えれば、特許文献１には、捻回特性を改善させる方法として、鋼線中の非パーライトを低減し、セメンタイト長さの異なるラメラパーライトの組織分率を規定する技術が開示されている。 Patent Document 1 states that for a steel wire having a specific composition, the area ratios of the pearlite structure inside and on the surface thereof are 90% or more and 80% or more, and the average percentage of cementite in the entire structure is 90% or more and 80% or more, respectively. The area ratio of the lamellar pearlite structure having a length of 1.0 μm or more is 30% or more and 65% or less, and the area ratio of the fragmented pearlite structure having an average length of cementite of 0.30 μm or less is 20% or more and 50%. A technique is disclosed that prevents delamination (good twisting characteristics) by doing the following. In other words, Patent Document 1 discloses a technique for reducing non-pearlite in a steel wire and defining the structure fraction of lamellar pearlite having different cementite lengths as a method for improving twisting characteristics.
特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．７５～１．１％ 、Ｓｉ：０．５～２．０％、Ｍｎ：０．２～２．０％を含有し、かつ、Ｎｉ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０３～０．５％、Ａｌ：０．０５～１．０％の２種以上を含有するとともにその合計量が０．２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる高強度溶融めっき鋼線の技術が開示されている。言い換えれば、高強度溶融めっき鋼線を高強度化させる手法として、Ｎｉ,Ａｌ,Ｐのうち２種以上を積極添加することで、溶融めっき時のセメンタイトの分断と球状化を抑制する技術が開示されている。 Patent Document 2 discloses that the material contains C: 0.75 to 1.1%, Si: 0.5 to 2.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, and Ni: Contains two or more of 0.1 to 1.0%, P: 0.03 to 0.5%, and Al: 0.05 to 1.0%, and the total amount thereof is 0.2% or more, A technique for producing a high-strength hot-dip galvanized steel wire in which the remainder is Fe and unavoidable impurities is disclosed. In other words, as a method for increasing the strength of high-strength hot-dip galvanized steel wire, a technology has been disclosed that suppresses fragmentation and spheroidization of cementite during hot-dipping by actively adding two or more of Ni, Al, and P. has been done.
特許文献３には、質量％で、Ｃ ：０．８～１．１％、Ｓｉ：０．８～２．０％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、伸線加工されたパーライト組織を有する引張強さが２０００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼線において、鋼線表層部におけるフェライト中のＣ濃度の鋼線中心部におけるフェライト中のＣ濃度に対する比が５以下であり、更にセメンタイト中の合金元素濃度のフェライト中の合金元素濃度に対する比が、主要成分であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒについて、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：１．５～８．０、Ｃｒ：１．５～８．０である高強度亜鉛めっき鋼線が開示されている。言い換えれば、鋼線表層のフェライト中のＣ濃度よびセメンタイト中の合金濃度を加工条件の組み合わせにより制御することで、層状セメンタイトの分断、球状化を防止し、強度と延性を両立する技術が開示されている。 Patent Document 3 describes, in mass %, C: 0.8 to 1.1%, Si: 0.8 to 2.0%, Mn: 0.2 to 1.0%, Cr: 0.1 to 1 In a high-strength galvanized steel wire with a tensile strength of 2,000 MPa or more and having a drawn pearlite structure with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, C in the ferrite in the surface layer of the steel wire The ratio of C concentration to the C concentration in ferrite in the center of the steel wire is 5 or less, and the ratio of the alloy element concentration in cementite to the alloy element concentration in ferrite is Si, Mn, and Cr, which are the main components. A high-strength galvanized steel wire having the following properties: 0.1 to 0.5, Mn: 1.5 to 8.0, and Cr: 1.5 to 8.0 is disclosed. In other words, a technology is disclosed that prevents fragmentation and spheroidization of layered cementite and achieves both strength and ductility by controlling the C concentration in ferrite and the alloy concentration in cementite in the steel wire surface layer by a combination of processing conditions. ing.
しかしながら、上記した特許文献１～特許文献３を参照したとしても、亜鉛めっき鋼線における高強度化と捻回特性の向上の両立を意図する技術は見当たらない。 However, even if the above-mentioned Patent Documents 1 to 3 are referred to, there is no technology that aims to simultaneously increase the strength and improve the twisting characteristics of a galvanized steel wire.
特許文献１に開示された技術では、合金成分を適正化できているとはいえず、セメンタイトの球状化が不十分なため、引張強度と捻回特性を両立できないという問題がある。 In the technique disclosed in Patent Document 1, it cannot be said that the alloy components are optimized, and cementite is not sufficiently spheroidized, so there is a problem that both tensile strength and twisting properties cannot be achieved.
特許文献２に開示された技術では、セメンタイトの球状化が不十分なため（セメンタイトをナノオーダーで制御できていないため）、捻回特性を確保できないことが明らかである。また、特許文献２で開示された成分添加によって焼入性の上昇や非金属介在物の増加などにより、鋼線の生産性が悪化する虞が否めない。 It is clear that with the technique disclosed in Patent Document 2, twisting characteristics cannot be ensured because cementite is not sufficiently spheroidized (cementite cannot be controlled on the nano-order). Moreover, it cannot be denied that the addition of the components disclosed in Patent Document 2 may deteriorate the productivity of steel wire due to an increase in hardenability and an increase in nonmetallic inclusions.
特許文献３に開示された技術でも、セメンタイトの球状化に関し、ナノオーダーのセメンタイトの制御できておらず、鋼線の高強度化を図れるか甚だ疑問である。 Even with the technique disclosed in Patent Document 3, regarding the spheroidization of cementite, it is not possible to control cementite on the nano-order, and it is highly doubtful whether it is possible to increase the strength of a steel wire.
本発明は、上述の問題に鑑みてなされたもので、引張強度および捻回特性のいずれも満足する亜鉛めっき鋼線を提供することを目的とする。 The present invention was made in view of the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a galvanized steel wire that satisfies both tensile strength and twisting characteristics.
本発明にかかる亜鉛めっき鋼線は、鉄（Ｆｅ）以外の化学成分として質量％で、炭素（Ｃ）が０．８５～１．００％、珪素（Ｓｉ）が１．００～１．４０％、マンガン（Ｍｎ）が０．１０～０．４０％、リン（Ｐ）が０．０３０％以下、硫黄（Ｓ）が０．０３０％以下、クロム（Ｃｒ）が０．４０～１．００％、アルミニウム（Ａｌ）が０．０２０～０．０８０％および窒素（Ｎ）が０．００１０～０．０１００％を含有し、軸線を含む長手方向に平行した断面において円周表面からその直径の１／４の深さに存在する球状セメンタイトの平均円相当径が８．６～１２．６ｎｍであることを特徴とする。 The galvanized steel wire according to the present invention contains 0.85 to 1.00% carbon (C) and 1.00 to 1.40% silicon (Si) in mass% as chemical components other than iron (Fe). , manganese (Mn) 0.10-0.40%, phosphorus (P) 0.030% or less, sulfur (S) 0.030% or less, chromium (Cr) 0.40-1.00% , containing 0.020 to 0.080% of aluminum (Al) and 0.0010 to 0.0100% of nitrogen (N), and 1 of the diameter from the circumferential surface in a cross section parallel to the longitudinal direction including the axis. The average equivalent circular diameter of the spherical cementite present at a depth of /4 is 8.6 to 12.6 nm.
さらに、亜鉛めっき鋼線には、銅（Ｃｕ）を０．０１～０．２０％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０１～０．２０％、バナジウム（Ｖ）を０．００１～０．１００％およびホウ素（Ｂ）を０．０００１～０．００５０％からなる群から１種以上含ませることができる。 Furthermore, galvanized steel wire contains 0.01 to 0.20% copper (Cu), 0.01 to 0.20% nickel (Ni), and 0.001 to 0.100% vanadium (V). and one or more boron (B) from the group consisting of 0.0001 to 0.0050%.
本発明によると、引張強度および捻回特性のいずれも満足する亜鉛めっき鋼線を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a galvanized steel wire that satisfies both tensile strength and twisting properties.
本発明にかかる亜鉛めっき鋼線の実施形態を、図面を参照して説明する。以下に説明する実施形態は、本発明を具体化した一例であって、その具体例をもって本発明の構成を限定するものではない。 Embodiments of the galvanized steel wire according to the present invention will be described with reference to the drawings. The embodiment described below is an example of embodying the present invention, and the configuration of the present invention is not limited to the specific example.
亜鉛めっき鋼線は、図１に示す工程に従って製造される。 Galvanized steel wire is manufactured according to the process shown in FIG.
まず、分塊圧延した角１５５ｍｍの鋼片（圧延材）を、８５０～１２００℃に加熱し、この温度を６０～２４０分間保持する。このような鋼片の加熱は、鋼片内に存在する粒界セメンタイトを固溶させ、且つ十分にオーステナイト化させるために行うものである。加熱条件は、８５０～１２００℃に昇温し、この温度を６０～２４０分間保持するとしているが、加熱条件の範囲はこれに限定されるものではない。とはいえ、加熱温度を８５０℃未満とすると、粒界セメンタイトが溶け残りオーステナイト化が不十分な状況となるため圧延での断線リスクが高まる。 First, a slab-rolled steel piece (rolled material) with a square diameter of 155 mm is heated to 850 to 1200°C, and this temperature is maintained for 60 to 240 minutes. Such heating of the steel slab is carried out in order to dissolve the grain boundary cementite present in the steel slab and sufficiently transform it into austenite. The heating conditions are that the temperature is raised to 850 to 1200° C. and this temperature is maintained for 60 to 240 minutes, but the range of heating conditions is not limited thereto. However, if the heating temperature is lower than 850° C., the grain boundary cementite remains undissolved and austenite formation becomes insufficient, increasing the risk of wire breakage during rolling.
鋼片加熱の後、鋼片を粗圧延および仕上げ圧延（カリバー圧延）し、φ１０～１５ｍｍの線材を得る。仕上げ圧延の温度は８５０～１０００℃とし、圧延後はステルモア（空気冷却）で変態完了温度まで冷却する。 After heating the steel billet, the steel billet is subjected to rough rolling and finish rolling (caliber rolling) to obtain a wire rod with a diameter of 10 to 15 mm. The temperature of finish rolling is 850 to 1000°C, and after rolling, it is cooled to the transformation completion temperature using a stellmor (air cooling).
仕上げ圧延においては、圧延温度を８５０～１０００℃としているが、これに限定されるものではない。とはいえ、仕上げ温度が８５０℃未満になるとオーステナイト結晶粒が微細になり粒界面積が増加するため、粒界セメンタイトが形成され鋼線においてデラミネーションの起点となる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化し焼入性が上昇するため、ステルモアでパーライト変態が完了せず過冷組織が形成されるため、次工程への搬送時に断線するリスクが増大する。 In finish rolling, the rolling temperature is 850 to 1000°C, but is not limited to this. However, when the finishing temperature is lower than 850°C, austenite crystal grains become fine and the grain boundary area increases, so grain boundary cementite is formed and becomes the starting point of delamination in the steel wire. On the other hand, if the finishing temperature exceeds 1000℃, the austenite crystal grains will become coarser and the hardenability will increase, so the pearlite transformation will not be completed in the Stelmor and a supercooled structure will be formed, resulting in wire breakage during transportation to the next process. Increased risk.
その後、線材を９００～１０００℃で、１８０～３６０秒加熱した後、５００～６５０℃の溶融鉛槽に１２０～２５０秒浸漬して鉛パテンティングを行う。このパテンティングにより、線材の組織を均一で微細なパーライト組織にすることができる。パテンティングは鉛に代わって塩浴または流動層で行ってもよい。 Thereafter, the wire is heated at 900 to 1000°C for 180 to 360 seconds, and then immersed in a molten lead bath at 500 to 650°C for 120 to 250 seconds to perform lead patenting. This patenting allows the wire rod to have a uniform and fine pearlite structure. Patenting may be carried out in a salt bath or in a fluidized bed instead of lead.
パテンティングに関しては、鋼片加熱時に９００℃未満、１８０秒未満とした場合、線材の組織においてオーステナイト化が不十分のため、パテンティング後の引張強度が低下し線材の引張強度が不足する。 Regarding patenting, if the steel billet is heated at a temperature of less than 900° C. for less than 180 seconds, the structure of the wire rod will not be sufficiently austenitized, resulting in a decrease in tensile strength after patenting, resulting in insufficient tensile strength of the wire rod.
パテンティングにおける加熱で、１０００℃超、３６０秒超とした場合、オーステナイト結晶粒が粗大化して、焼入性が上昇し、次の冷却保持中にパーライト変態が完了せず、一部がマルテンサイト組織になるため、伸線時に断線する虞がある。それ故、パテンティングの好ましい条件は、９２５～９９５℃、１９０～３５０秒であり、より好ましい条件は、９５０～９９０℃、２００～３２０秒である。また、パテンティングにおける冷却の条件で、５００℃未満、１２０秒未満の場合、ベイナイトやマルテンサイト組織が形成されて伸線時に断線する虞がある。冷却条件で６５０℃超になるとパーライト組織のラメラ間隔が大きくなって引張強度が不足する虞がある。冷却条件で２５０秒超となるとパテンティングの処理時間が長くなりすぎて生産性が低下するため、あまり好ましいものではない。それ故、パテンティングの冷却条件としては、５２０～６３０℃、１３０～２４０秒がよく、より好ましくは５３０～６１０℃、１４０～２２０秒の冷却条件がよい。なお、パテンティングは鉛浴が望ましいが、流動槽や塩浴パテンティングでもよい。 When heating at temperatures exceeding 1000°C for more than 360 seconds during patenting, austenite crystal grains become coarser, hardenability increases, pearlite transformation is not completed during the next cooling and holding, and some martensite remains. Since it becomes a tissue, there is a risk of the wire breaking during wire drawing. Therefore, preferred conditions for patenting are 925-995°C and 190-350 seconds, and more preferred conditions are 950-990°C and 200-320 seconds. Furthermore, if the cooling conditions in patenting are less than 500° C. and less than 120 seconds, a bainite or martensitic structure may be formed, which may lead to wire breakage during wire drawing. If the temperature exceeds 650° C. under cooling conditions, the lamella spacing of the pearlite structure becomes large, which may result in insufficient tensile strength. If the cooling condition exceeds 250 seconds, the patenting processing time becomes too long and productivity decreases, which is not very preferable. Therefore, the cooling conditions for patenting are preferably 520 to 630°C and 130 to 240 seconds, more preferably 530 to 610°C and 140 to 220 seconds. Incidentally, a lead bath is preferable for the patenting, but a fluidized bath or salt bath patenting may also be used.
次に、線材に対して、表面の酸化物を除去するために硫酸または塩酸などの強酸の水溶液で酸洗を行い、水洗後、線材の表面にリン酸塩皮膜を形成するボンデ処理を施し、処理後の線材をφ５．０～７．０ｍｍに伸線する。この伸線加工における総減面率は６５～９５％とする。 Next, the wire is pickled with an aqueous solution of a strong acid such as sulfuric acid or hydrochloric acid to remove oxides on the surface, and after washing with water, a bonding treatment is performed to form a phosphate film on the surface of the wire. The treated wire rod is drawn to a diameter of 5.0 to 7.0 mm. The total area reduction rate in this wire drawing process is 65 to 95%.
伸線加工の条件であるが、亜鉛めっき鋼線の引張強度が１９６０ＭＰａ以上を満たし、且つデラミネーションの発生を抑制するには、総減面率６５～９５％の伸線を行うことが不可欠である。総減面率が６５％未満になると加工硬化が不十分であり、所望とする強度が得られない虞がある。総減面率が９５％を超えると、鋼線が脆化しデラミネーションが発生する。これらを勘案すれば、伸線加工における総減面率は、好ましくは６８～９３％がよく、さらに好ましくは７０～９０％がよい。 Regarding the wire drawing conditions, in order to satisfy the tensile strength of galvanized steel wire at 1960 MPa or more and to suppress the occurrence of delamination, it is essential to draw the wire with a total area reduction of 65 to 95%. be. If the total area reduction rate is less than 65%, work hardening will be insufficient and there is a possibility that the desired strength will not be obtained. When the total area reduction exceeds 95%, the steel wire becomes brittle and delamination occurs. Taking these into consideration, the total area reduction rate in wire drawing is preferably 68 to 93%, more preferably 70 to 90%.
伸線処理後は、鋼線の直線矯正を行い、さらに４５０～５５０℃の溶融鉛に２５～１８０秒浸漬して時効処理を行い、次いで４２０～４５０℃の溶融亜鉛に２５～１８０秒浸漬した。なお、上記した時効処理は鉛浴に限らず、塩浴、流動層でも代用できる。 After the wire drawing treatment, the steel wire was straightened, and then aged by immersion in molten lead at 450-550°C for 25-180 seconds, and then immersed in molten zinc at 420-450°C for 25-180 seconds. . Note that the above-mentioned aging treatment is not limited to a lead bath, and a salt bath or a fluidized bed can also be used instead.
４５０～５５０℃の溶融鉛に、２５～１８０秒浸漬して時効処理を行うことで、伸線加工されたパーライト中の層状セメンタイトを適度に微細な球状セメンタイトに成長させることができる。時効処理の条件として、温度４５０℃以下では、組織内の球状セメンタイトが微細になって鋼線が脆化しデラミネーションが発生する。５５０℃を超えると、球状セメンタイトが粗大化して引張強度が低下する。これらを鑑み、時効処理の好ましい条件は４５５～５４０℃で３０～１６０秒、より好ましい条件は４６０～５３０℃で３５～１４０秒である。 By performing aging treatment by immersing it in molten lead at 450 to 550°C for 25 to 180 seconds, the layered cementite in the wire-drawn pearlite can be grown into appropriately fine spherical cementite. As a condition for aging treatment, if the temperature is 450° C. or lower, the spherical cementite in the structure becomes fine, the steel wire becomes brittle, and delamination occurs. When the temperature exceeds 550°C, the spherical cementite becomes coarse and the tensile strength decreases. In view of these, preferable aging treatment conditions are 455 to 540°C for 30 to 160 seconds, and more preferable conditions are 460 to 530°C for 35 to 140 seconds.
最後に、図１に示すように、時効処理後に溶融亜鉛めっきを行う。溶融亜鉛めっき処理としては、亜鉛層で鋼線表面を被覆するために、４２０～４５０℃の溶融亜鉛に２５～１８０秒浸漬する。前記時効処理と同じ条件で亜鉛めっき処理することで時効処理を兼ねてもよい。 Finally, as shown in FIG. 1, hot-dip galvanizing is performed after aging treatment. In the hot-dip galvanizing process, the steel wire is immersed in hot-dip zinc at 420-450° C. for 25-180 seconds in order to coat the surface of the steel wire with a zinc layer. It may also serve as an aging treatment by performing a zinc plating treatment under the same conditions as the aging treatment.
上記した鋼線、言い換えれば亜鉛めっき鋼線に関し、含まれる鉄（Ｆｅ）以外の成分は、以下に示す範囲としている。なお、各成分の含有率についての数値は質量％である。 Regarding the above steel wire, in other words, the galvanized steel wire, the contained components other than iron (Fe) are within the range shown below. In addition, the numerical value about the content rate of each component is mass %.
すなわち、鋼線の組成としては、鉄（Ｆｅ）以外の化学成分として質量％で、炭素（Ｃ
）が０．８５～１．００％、珪素（Ｓｉ）が１．００～１．４０％、マンガン（Ｍｎ）が０．１０～０．４０％、リン（Ｐ）が０．０３０％以下、硫黄（Ｓ）が０．０３０％以下、クロム（Ｃｒ）が０．４０～１．００％、アルミニウム（Ａｌ）が０．０２０～０．０８０％および窒素（Ｎ）が０．００１０～０．０１００％である。
In other words, the composition of the steel wire is carbon (C
) is 0.85 to 1.00%, silicon (Si) is 1.00 to 1.40%, manganese (Mn) is 0.10 to 0.40%, phosphorus (P) is 0.030% or less, Sulfur (S) is 0.030% or less, chromium (Cr) is 0.40-1.00%, aluminum (Al) is 0.020-0.080%, and nitrogen (N) is 0.0010-0. It is 0100%.
鋼線の成分を上記のように規定した理由は、以下の通りである。 The reason why the components of the steel wire are defined as above is as follows.
まず、炭素（Ｃ）の含有率は、０．８５～１．００％である。亜鉛めっき鋼線中のパーライト分率およびパーライト中のセメンタイト分率を高めてより高い引張強度を得るためには、炭素の含有率は、少なくとも０．８５％以上、好ましくは０．９０％以上、さらに０．９２％以上がより好ましい。しかし、炭素（Ｃ）の過剰な添加は、引張強度に寄与せず、鋼線の延性を低下させる初析セメンタイトが形成されるため、多くても１．００％以下、好ましくは０．９８％以下、さらに好ましくは０．９６％以下とするとよい。 First, the content of carbon (C) is 0.85 to 1.00%. In order to increase the pearlite fraction in the galvanized steel wire and the cementite fraction in the pearlite to obtain higher tensile strength, the carbon content should be at least 0.85% or more, preferably 0.90% or more, Furthermore, 0.92% or more is more preferable. However, excessive addition of carbon (C) does not contribute to the tensile strength and forms pro-eutectoid cementite that reduces the ductility of the steel wire, so it is at most 1.00% or less, preferably 0.98%. The content is more preferably 0.96% or less.
珪素（Ｓｉ）は、フェライトの固溶強化、初析セメンタイトの抑制、溶融亜鉛めっき時の球状セメンタイトの微細化に寄与する。Ｓｉの含有率は、少なくとも１．００％以上、好ましくは１．１０％以上、より好ましくは１．１５％以上である。しかし、珪素が過剰になるとフェライトの脆化を招き鋼線の延性を低下させるため、その含有率は１．４０％以下、好ましくは１．３０％以下、さらに好ましくは１．２５％以下とするのがよい。 Silicon (Si) contributes to solid solution strengthening of ferrite, suppression of pro-eutectoid cementite, and refinement of spheroidal cementite during hot-dip galvanizing. The content of Si is at least 1.00% or more, preferably 1.10% or more, and more preferably 1.15% or more. However, excess silicon causes embrittlement of the ferrite and reduces the ductility of the steel wire, so its content should be 1.40% or less, preferably 1.30% or less, and more preferably 1.25% or less. It is better.
マンガン（Ｍｎ）は硫黄（Ｓ）と結合して延性を有する硫化マンガン（ＭｎＳ）を形成する。マンガンの含有率は、少なくとも０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、過剰にマンガンを含むと、焼入性の向上効果が大きくパテンティング時に過冷組織が形成されやすくなるため、その含有率は０．４０％以下、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下とするとよい。 Manganese (Mn) combines with sulfur (S) to form ductile manganese sulfide (MnS). The content of manganese is at least 0.10%, preferably 0.13% or more, and more preferably 0.15% or more. However, if an excessive amount of manganese is included, the effect of improving hardenability is large and a supercooled structure is likely to be formed during patenting. Therefore, the content should be 0.40% or less, preferably 0.35% or less, and more preferably is preferably 0.30% or less.
りん（Ｐ）は、鋼線中に偏析し延性に悪影響があるため、その含有率は０．０３０％以下、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。しかし、りんの含有率を低減させるためには長時間の溶鋼処理が必要となり、生産性の低下およびコストの増加に繋がるので、好ましくは０．００２％以上であり、０．００３％以上がより好ましい。 Since phosphorus (P) segregates in the steel wire and has an adverse effect on ductility, its content is 0.030% or less, preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less. However, in order to reduce the phosphorus content, long-term molten steel processing is required, which leads to a decrease in productivity and an increase in costs. preferable.
硫黄（Ｓ）は、マンガンと結合し延性を有する硫化マンガンを形成する。硫黄は、その含有率が高いと硫化マンガンを起点として伸線時に断線するリスクがあり、また鋼線の延性低下を招くため、０．０２０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。一方、硫黄の低減は長時間の溶鋼処理が必要となり、生産性低下やコスト増加に繋がるため、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とするとよい。 Sulfur (S) combines with manganese to form ductile manganese sulfide. If the content of sulfur is high, there is a risk of wire breakage during wire drawing starting from manganese sulfide, and it also causes a decrease in the ductility of the steel wire. Therefore, the content of sulfur is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less. On the other hand, reducing sulfur requires a long molten steel treatment, leading to decreased productivity and increased costs, so it is preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more.
クロム（Ｃｒ）は、パーライトのラメラ間隔の微細化および時効処理時の球状セメンタイトの微細化に寄与する。高炭素鋼においてクロムの含有率が０．４０～１．００％であれば焼入性の上昇が抑えられる。球状セメンタイトの微細化を実現するためには、クロムの含有率は０．４０％以上であることを要し、好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．４８％以上である。 Chromium (Cr) contributes to the refinement of the lamella spacing of pearlite and the refinement of spherical cementite during aging treatment. In high carbon steel, if the chromium content is 0.40 to 1.00%, the increase in hardenability can be suppressed. In order to achieve finer spherical cementite, the chromium content needs to be 0.40% or more, preferably 0.45% or more, more preferably 0.48% or more.
一方、クロムの過剰な添加は焼入性の著しい上昇を招き、パテンティング時に過冷組織が形成されやすくなることから、その含有率は１．００％以下、好ましくは０．９０％以下、より好ましくは０．８５％以下である。 On the other hand, excessive addition of chromium causes a significant increase in hardenability and tends to form a supercooled structure during patenting, so the content should be 1.00% or less, preferably 0.90% or less, or Preferably it is 0.85% or less.
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼線中の窒素（Ｎ）と結合して微細な窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、焼入性を上昇させる。アルミニウムの含有率は、パテンティング時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するため、０．０２０％以上、好ましくは０．０３０％以上であり、０．０３５％以上がより好ましい。一方、過剰に含まれると粗大な窒化アルミニウム（ＡｌＮ）や非金属介在物である酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）が形成され鋼線の延性低下を招く。したがってアルミニウムの含有率は、０．０８０％以下であり、好ましくは０．０７５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下がよい。 Aluminum (Al) combines with nitrogen (N) in the steel wire to form fine aluminum nitride (AlN) and improves hardenability. The content of aluminum is 0.020% or more, preferably 0.030% or more, and more preferably 0.035% or more, in order to suppress coarsening of austenite grains during patenting. On the other hand, if it is included in excess, coarse aluminum nitride (AlN) and aluminum oxide (Al 2 O 3 ), which is a nonmetallic inclusion, are formed, resulting in a decrease in the ductility of the steel wire. Therefore, the aluminum content is 0.080% or less, preferably 0.075% or less, and more preferably 0.070% or less.
窒素（Ｎ）は、鋼線中のアルミニウムと結合して微細な窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を形成し、焼入性を上昇させる。窒素の含有率は、焼入性の上昇に繋がるパテンティング時の結晶粒の粗大化を抑制するために０．００１０％以上とし、好ましくは０．００２０以上、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、窒素は鋼線中に過剰に含まれると
、固溶窒素が増加し伸線処理中に時効脆化して延性が低下するため、窒素含有率は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００８０％以下であり、０．００７０％以下がより好ましい。
Nitrogen (N) combines with aluminum in the steel wire to form fine aluminum nitride (AlN) and improves hardenability. The nitrogen content is set to 0.0010% or more, preferably 0.0020% or more, more preferably 0.0030% or more, in order to suppress coarsening of crystal grains during patenting, which leads to an increase in hardenability. be. On the other hand, if nitrogen is excessively contained in the steel wire, solid solution nitrogen will increase and the wire will undergo aging embrittlement during the wire drawing process, resulting in a decrease in ductility. Therefore, the nitrogen content should be 0.0100% or less, preferably 0. It is .0080% or less, and 0.0070% or less is more preferable.
銅（Ｃｕ）は、鋼線の防錆性を高め耐水素脆性にも寄与するため、必要に応じて添加してもよい。ただし、銅の過剰な添加は熱間延性を低下させ製造性を悪化させるため、その含有率は０．２０%以下が適切であり、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。 Copper (Cu) improves the rust prevention properties of the steel wire and contributes to hydrogen embrittlement resistance, so it may be added as necessary. However, since excessive addition of copper reduces hot ductility and worsens manufacturability, its content is suitably 0.20% or less, preferably 0.10% or less, and more preferably 0.05%. It is as follows.
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼線表面からの水素侵入を抑制し耐水素脆性を向上させるため必要に応じて添加してもよい。ただし、ニッケルは、含有率が高いと焼入性を増大させパテンティング時の過冷リスクを高めることから、その含有率は０．２０％以下が適切であり、好ましく０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。 Nickel (Ni) may be added as necessary to suppress hydrogen intrusion from the steel wire surface and improve hydrogen embrittlement resistance. However, if the content of nickel is high, it will increase the hardenability and increase the risk of overcooling during patenting, so the content should be 0.20% or less, preferably 0.10% or less, and more Preferably it is 0.05% or less.
バナジウム（Ｖ）は、鋼線内で微細炭化物を形成し析出強化に寄与するため、必要に応じて添加してもよい。バナジウムの含有率は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。ただし、バナジウムは、含有率が高いと鋼線の延性を低下させ、また焼入性の増大によりパテンティング時の過冷リスクが高まることから、その含有率は、０．１００％以下が適切であり、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下がよい。 Vanadium (V) forms fine carbides within the steel wire and contributes to precipitation strengthening, so it may be added as necessary. The vanadium content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more. However, if the content of vanadium is high, it will reduce the ductility of the steel wire and increase the risk of overcooling during patenting due to increased hardenability. It is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
ホウ素（Ｂ）は、パテンティングの際、オーステナイト粒界に偏析して初析フェライトを抑制し鋼線の延性を高めるため、必要に応じて添加してもよい。ただし、ホウ素は含有率が高いと鋳造時に割れが発生しやすくなり製造性が悪化するため、その含有率は０．００５０％以下が適切であり、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。 During patenting, boron (B) segregates at austenite grain boundaries to suppress pro-eutectoid ferrite and improve the ductility of the steel wire, so it may be added as necessary. However, if the content of boron is high, cracks will easily occur during casting and productivity will deteriorate. It is .0035% or less.
このような組成の鋼片に対して、図１に示す工程を行うことで、亜鉛めっき鋼線が製造されるが、本発明の亜鉛めっき鋼線は、次に記する特徴的な構成を備えている。 A galvanized steel wire is manufactured by performing the steps shown in FIG. 1 on a steel piece having such a composition.The galvanized steel wire of the present invention has the following characteristic configuration. ing.
すなわち、本発明の亜鉛めっき鋼線の断面を走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ)で観察すると、板状のセメンタイトとフェライトが交互に層状になった伸線パーライト組織が観察される。しかしながら、出願人は鋭意研究を行い、浸漬後の鋼線の断面に対して、透過型電子顕微鏡(ＴＥＭ)を用いてナノオーダーレベルで組織観察を行った。その結果、ＳＥＭにて板状セメンタイトと認識されたものが、ＴＥＭによる分析により、実は微細な球状セメンタイトの集合体であることを知見するに至った。この理由として、伸線後の時効処理等により鋼線に熱が加わることで、伸線により塑性変形したセメンタイトが準安定的な球状ナノ粒子に変化したものと考えられる。 That is, when a cross section of the galvanized steel wire of the present invention is observed with a scanning electron microscope (SEM), a drawn pearlite structure in which plate-shaped cementite and ferrite are alternately layered is observed. However, the applicant conducted extensive research and observed the structure at the nano-order level using a transmission electron microscope (TEM) on a cross section of the steel wire after immersion. As a result, it was discovered through TEM analysis that what was recognized as plate-like cementite by SEM was actually an aggregate of fine spherical cementite. The reason for this is thought to be that heat is applied to the steel wire during aging treatment after wire drawing, and cementite that has been plastically deformed due to wire drawing changes into metastable spherical nanoparticles.
出願人は更に研究を進め、ナノオーダーの球状セメンタイトの粒子径を一定の範囲内に制御すれば高い次元で引張強度と捻回特性を両立できることを知見するに至った。球状セメンタイトの粒子径を一定の範囲内とするには、鋼線成分および伸線後の熱処理条件を適正化すればよいことを知見するに至った。 The applicant further conducted research and found that by controlling the particle size of nano-order spherical cementite within a certain range, it is possible to achieve both high tensile strength and torsional properties. It has been found that in order to keep the particle size of spherical cementite within a certain range, it is sufficient to optimize the steel wire components and the heat treatment conditions after wire drawing.
具体的には、鋼線の軸線を含む長手方向に平行した断面において円周表面からその直径の１／４の深さに存在する球状セメンタイトの平均円相当径を８．６～１２．６ｎｍとすることで、引張強度および捻回特性のいずれも満足する亜鉛めっき鋼線を得ることができることを見出した。 Specifically, the average equivalent circle diameter of spherical cementite existing at a depth of 1/4 of the diameter from the circumferential surface in a cross section parallel to the longitudinal direction including the axis of the steel wire is 8.6 to 12.6 nm. It has been found that by doing so, it is possible to obtain a galvanized steel wire that satisfies both tensile strength and twisting properties.
鋼線の組織において、球状セメンタイトの平均円相当径を８．６～１２．６ｎｍとすることで、引張強度および捻回特性のいずれも満足する亜鉛めっき鋼線を得ることができることに関し、出願人はいくつかの実験を行っている。その結果を実施例として記す。 Regarding the fact that in the structure of the steel wire, by setting the average circular equivalent diameter of spherical cementite to 8.6 to 12.6 nm, it is possible to obtain a galvanized steel wire that satisfies both tensile strength and twisting characteristics. is conducting some experiments. The results will be described as examples.
実験で使用した鋼線（試験材）の鋼種は、Ｎｏ１（発明例）とＮｏ２（比較例）があり、鋼種成分は、表１に示す通りとなっている。 The steel types of the steel wire (test material) used in the experiment were No. 1 (inventive example) and No. 2 (comparative example), and the steel type components are as shown in Table 1.
鋼線の圧延条件は表２に示す通りである。 The rolling conditions for the steel wire are as shown in Table 2.
圧延条件１は、鋼線を９４６℃の炉内で９３秒加熱して粗圧延し、９０１℃で仕上げ圧延するものである。仕上げ圧延後の線径は１５ｍｍである。 Rolling condition 1 is such that the steel wire is heated in a furnace at 946°C for 93 seconds to be roughly rolled, and then finished rolled at 901°C. The wire diameter after finish rolling is 15 mm.
圧延条件２は、鋼線を９１９℃の炉内で８８秒加熱して粗圧延し、８９８℃で仕上げ圧延するものである。仕上げ圧延後の線径は１４ｍｍである。 Rolling condition 2 is such that the steel wire is heated in a furnace at 919°C for 88 seconds to be roughly rolled, and then finished rolled at 898°C. The wire diameter after finish rolling is 14 mm.
表３は、鋼線に対するパテンティングの条件を記載しており、表４は、鋼線に対する伸線条件を示している。 Table 3 shows the patenting conditions for the steel wire, and Table 4 shows the wire drawing conditions for the steel wire.
表５は、鋼線の時効処理条件を記載しており、表６は、鋼線についての亜鉛めっき処理条件を示している。 Table 5 shows the aging treatment conditions for the steel wire, and Table 6 shows the galvanizing treatment conditions for the steel wire.
これらの条件をそれぞれ変えた、鋼線１～鋼線７を製造し、各種試験を行った。その結果を表７に示す。 Steel wires 1 to 7 were manufactured under different conditions, and various tests were conducted. The results are shown in Table 7.
表７における引張強度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行った。引張強度の測定は、標点距離（ＧＬ）を２００ｍｍとし、引張速度を０．００８Ｓ－１で行った。表７に記載の引張強度は、３本の試験片の測定結果を平均して求めた。 The tensile strength measurements in Table 7 were performed in accordance with JIS Z 2241 (2011). The tensile strength was measured at a gauge length (GL) of 200 mm and a tensile speed of 0.008 S -1 . The tensile strength listed in Table 7 was determined by averaging the measurement results of three test pieces.
表７におけるデラミネーションの有無を評価するための捻回試験（ねじり試験）は、ＪＩＳ Ｈ ３５２１（１９９１年）に準拠して、ＧＬ＝１００×Ｄ(Ｄ:直径ｍｍ)にて実施し、破断面を目視にて観察した。 The twisting test (torsion test) for evaluating the presence or absence of delamination in Table 7 was conducted at GL = 100 x D (D: diameter mm) in accordance with JIS H 3521 (1991). The cross section was visually observed.
捻回試験は、それぞれ３～６本の試験片について行い、デラミネーションの発生の有無は、破断後の破断面にデラミネーション特有の縦割れが存在するか否で判断した。複数の試験片の全てで縦割れが認められないものを、デラミネーション無しと評価した（１本でも発生すれば、デラミネーションあり）。 The twisting test was conducted on 3 to 6 test specimens, and the presence or absence of delamination was determined by whether or not there were vertical cracks characteristic of delamination on the fracture surface after fracture. If no longitudinal cracks were observed in any of the plurality of test pieces, it was evaluated that there was no delamination (if even one crack occurred, there was delamination).
さて、伸線加工された亜鉛めっき鋼線は、その破断した断面を走査型電子顕微鏡（以下「ＳＥＭ」と略す）で観察すると、板状のセメンタイトとフェライトとが交互に層状になった伸線パーライト組織がみられる。 Now, when the broken cross section of a drawn galvanized steel wire is observed with a scanning electron microscope (hereinafter abbreviated as "SEM"), it is found that the drawn wire is made up of alternating layers of plate-like cementite and ferrite. Pearlite structure is seen.
亜鉛めっき鋼線において、セメンタイト組織の構造等と捻回変形時のデラミネーションの発生とは緊密に関連する。デラミネーションの発生有無をセメンタイトラメラの構造変化の程度に関連づけて一般化するには、亜鉛めっき鋼線における変化後のパーライト組織のより詳細な観察が有効である。 In galvanized steel wire, the structure of the cementite structure and the like are closely related to the occurrence of delamination during torsional deformation. In order to generalize the occurrence of delamination in relation to the degree of structural change in the cementite lamellae, it is effective to conduct a more detailed observation of the pearlite structure after the change in galvanized steel wire.
そこで、ＳＥＭよりも解像度が高い透過型電子顕微鏡（以下「ＴＥＭ」と略す）を用いて、製造後の亜鉛めっき鋼線の組織構造とデラミネーションとの関係を調べた。 Therefore, using a transmission electron microscope (hereinafter abbreviated as "TEM"), which has a higher resolution than SEM, we investigated the relationship between the structure of the manufactured galvanized steel wire and delamination.
図２はＴＥＭにより試験片を撮影した写真である。図２の（ａ）は表７におけるＮｏ１（鋼線１）、（ｂ）はＮｏ４（鋼線４）の写真であり、球状セメンタイトはいずれも矢印で指し示している。 FIG. 2 is a photograph taken of the test piece using a TEM. FIG. 2(a) is a photograph of No. 1 (steel wire 1) in Table 7, and FIG. 2(b) is a photograph of No. 4 (steel wire 4), and both spherical cementites are indicated by arrows.
亜鉛めっき鋼線から採取した試験片をＴＥＭ（日本ＦＥＩ社製ＴａｌｏｓＦ２００Ｘ、加速電圧２００ｋＶ）で撮影し、得られた画像から球状セメンタイト円相当径を求めた。 A test piece taken from a galvanized steel wire was photographed using a TEM (Talos F200X manufactured by FEI Japan, accelerating voltage 200 kV), and the equivalent diameter of a spherical cementite circle was determined from the obtained image.
具体的には、亜鉛めっき鋼線の中心軸を含み中心軸に平行な面において円周表面から内方に径ＤのＤ／４の位置において試験片を薄膜法により採取し、これを観察倍率３２万倍で３視野撮影した。視野内に観察される粒状コントラストを球状セメンタイトと判断した
。表７における球状セメンタイト円相当径は、視野内に存在する球状セメンタイトの面積から個々の円相当径を計算し、その平均値を算出した。
Specifically, a test piece was taken by the thin film method at a position of D/4 of the diameter D inward from the circumferential surface on a plane parallel to the central axis that includes the central axis of the galvanized steel wire, and this was measured using the observation magnification. Three fields of view were photographed at 320,000x. The granular contrast observed within the visual field was determined to be spherical cementite. The equivalent circle diameters of spherical cementite in Table 7 were obtained by calculating the individual equivalent circle diameters from the area of spherical cementite present within the field of view, and then calculating the average value thereof.
出願人は、透過型電子顕微鏡によりナノオーダーにて組織観察を行った結果、板状セメンタイトは微細な球状セメンタイトの集合体であることを知見した。 As a result of observing the structure on a nano-order using a transmission electron microscope, the applicant found that plate-like cementite is an aggregate of fine spherical cementite.
これは伸線後の時効処理等により鋼線に熱が加わることで、伸線により塑性変形したセメンタイトが準安定的な球状ナノ粒子に変化したと考えられる。 This is thought to be because cementite, which was plastically deformed by wire drawing, changed into metastable spherical nanoparticles due to heat being applied to the steel wire during aging treatment after wire drawing.
さらに鋭意検討の結果、ナノオーダーの球状セメンタイトの粒子径が一定の範囲内であれば高い次元で引張強度と良好な捻回特性とを両立でき、そのためには鋼線成分および伸線後の熱処理条件を適正化すればよいことを見出した。 Furthermore, as a result of intensive studies, we found that if the particle size of nano-order spherical cementite is within a certain range, it is possible to achieve both high tensile strength and good twisting properties. We found that it was only necessary to optimize the conditions.
表７に示す如く、引張強度が１９６０ＭＰａ以上、且つデラミネーションが発生していないものが発明例（鋼線１～鋼線３）である。すなわち、鋼線１～鋼線３は成分および球状セメンタイトの円相当径が特許請求の範囲内になっており引張強度および捻回特性が良好となっている。 As shown in Table 7, the invention examples (steel wire 1 to steel wire 3) have a tensile strength of 1960 MPa or more and no delamination. That is, steel wires 1 to 3 have compositions and equivalent circle diameters of spherical cementite within the claimed range, and have good tensile strength and twisting properties.
一方、鋼線４は球状セメンタイトの円相当径が上限を超えており、引張強度が低下している。鋼線５～鋼線７はセメンタイトの円相当径が下限を下回っており、引張強度は所望値を満たすもののデラミネーションが発生していることがわかる。 On the other hand, in the steel wire 4, the equivalent circle diameter of the spherical cementite exceeds the upper limit, and the tensile strength is reduced. It can be seen that in steel wires 5 to 7, the equivalent circle diameter of cementite is below the lower limit, and delamination occurs although the tensile strength satisfies the desired value.
以上まとめれば、球状セメンタイトの平均円相当径に関し、以下の知見が得られる。 In summary, the following findings regarding the average equivalent circle diameter of spherical cementite can be obtained.
まず、球状セメンタイトに関し、時効処理工程では、伸線加工および直線矯正において鋼線内に過剰に導入された転位を低減し鋼線の延性を改善する効果がある。しかしながら同時にラメラセメンタイトが球状化しさらに粗大化することで引張強度が低下したり、球状化が不十分なために延性が回復せずデラミネーションが発生したりすることが懸念される。 First, regarding spherical cementite, the aging treatment process has the effect of reducing dislocations excessively introduced into the steel wire during wire drawing and straightening, and improving the ductility of the steel wire. However, at the same time, there are concerns that the lamellar cementite becomes spheroidized and becomes coarser, resulting in a decrease in tensile strength, and that ductility is not recovered due to insufficient spheroidization, resulting in delamination.
以上、出願人は、鋭意研究の結果、時効処理後の球状セメンタイトの円相当径の平均値が８．６～１２．６ｎｍであれば強度と延性を高い次元で両立することが可能であることを知見した。円相当径の平均値が８．６ｎｍ未満だと延性の回復が不十分でありデラミネーションが発生する虞がある。一方、１２．６ｎｍを超えると軟化が過度に進行するため引張強度が１９６０ＭＰａを下回る。したがって、球状セメンタイトの円相当径の平均値が８．６～１２．６ｎｍであることがよく、好ましくは９．０～１２．４ｎｍ、より好ましくは９．２～１２．２ｎｍであるとよい。 As a result of intensive research, the applicant has found that it is possible to achieve both strength and ductility at a high level if the average equivalent circle diameter of spherical cementite after aging treatment is 8.6 to 12.6 nm. I found out. If the average value of the equivalent circle diameter is less than 8.6 nm, recovery of ductility may be insufficient and delamination may occur. On the other hand, when it exceeds 12.6 nm, softening progresses excessively and the tensile strength falls below 1960 MPa. Therefore, the average equivalent circle diameter of the spherical cementite is preferably 8.6 to 12.6 nm, preferably 9.0 to 12.4 nm, and more preferably 9.2 to 12.2 nm.
なお、今回開示された実施形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。特に、今回開示された実施形態において、明示されていない事項、例えば、作動条件や操作条件、構成物の寸法、重量などは、本明細書に開示されている本発明の解決課題、解決手段、作用及び効果等を参照することによって、通常の当業者であれば、容易に選定することが可能な事項である。 It should be noted that the embodiments disclosed herein are illustrative in all respects and should not be considered restrictive. In particular, in the embodiments disclosed this time, matters that are not explicitly stated, such as operating conditions, operating conditions, dimensions and weights of components, etc. Those skilled in the art can easily make selections by referring to actions, effects, etc.
本発明は、例えば橋梁ケーブルに使用される亜鉛めっき鋼線に利用することができる。 INDUSTRIAL APPLICATION This invention can be utilized for the galvanized steel wire used for bridge cable, for example.
Claims (2)
軸線を含む長手方向に平行した断面において円周表面からその直径の１／４の深さに存在する球状セメンタイトの平均円相当径が８．６～１２．６ｎｍである
ことを特徴とする亜鉛めっき鋼線。 Chemical components other than Fe in mass%: C: 0.85 to 1.00%, Si: 1.00 to 1.40%, Mn: 0.10 to 0.40%, P: 0.030% or less , S: 0.030% or less, Cr: 0.40 to 1.00%, Al: 0.020 to 0.080%, N: 0.0010 to 0.0100%,
Zinc plating characterized in that the average equivalent circle diameter of spherical cementite existing at a depth of 1/4 of the diameter from the circumferential surface in a cross section parallel to the longitudinal direction including the axis is 8.6 to 12.6 nm. steel wire.
ことを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼線。 In addition to the above chemical components, Cu: 0.01 to 0.20%, Ni: 0.01 to 0.20%, V: 0.001 to 0.100%, B: 0.0001 to 0.0050%. The galvanized steel wire according to claim 1, characterized in that it contains one or more types from the group consisting of:
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Applications Claiming Priority (1)
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