JP5201009B2 - High-strength extra-fine steel wire, high-strength extra-fine steel wire, and manufacturing methods thereof - Google Patents
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Description
本発明は、強度、靭性、延性等に優れた高強度極細鋼線を、伸線中にパテンティング処理を施すことなく製造することができる高強度極細鋼線用線材とその製造方法、及び、該高強度極細鋼線用線材を用いて製造した高強度極細鋼線とその製造方法に関するものである。 The present invention is a high-strength ultrafine steel wire excellent in strength, toughness, ductility, etc., and a high-strength ultrafine steel wire that can be produced without performing a patenting process during wire drawing, and a method for producing the same, and The present invention relates to a high-strength ultrafine steel wire manufactured using the high-strength ultrafine steel wire and a method for manufacturing the same.
高強度極細鋼線の代表例であるスチールコード用鋼線を製造するには、通常、炭素含有量が０．７〜０．８％程度の高炭素鋼（ＪＩＳＧ ３５０２［ＳＷＲＳ７２Ａ、ＳＷＲＳ８２Ａ］相当）を熱間圧延した後、冷却条件を制御して、直径：５．０〜６．４ｍｍ程度の鋼線材とし、次いで、一次伸線加工、パテンティング処理、二次伸線加工、再度のパテンティング処理、Ｃｕ−Ｚｎ二相めっき、拡散処理を、この順序で施した後、最終的に、湿式伸線加工（仕上げ伸線）を行って、所定の線径とする。 In order to manufacture a steel wire for steel cord, which is a typical example of a high-strength ultrafine steel wire, a high-carbon steel having a carbon content of about 0.7 to 0.8% (equivalent to JISG 3502 [SWRS72A, SWRS82A]) is usually used. After hot rolling, the cooling conditions are controlled to obtain a steel wire having a diameter of about 5.0 to 6.4 mm, then primary wire drawing, patenting treatment, secondary wire drawing, patenting again After the treatment, Cu—Zn two-phase plating, and diffusion treatment are performed in this order, finally, wet wire drawing (finish wire drawing) is performed to obtain a predetermined wire diameter.
この製造過程において、パテンティング処理は、伸線加工に適した均一で微細なパーライト組織を得るために行う処理であるが、高炭素鋼の伸線限界は、通常、真歪で４以下と低いので、最終線径が細くなればなるほど、最終パテンティング処理の後の線径も細くなり、そのため、パテンティング回数を増やす必要があるという問題があった。 In this manufacturing process, the patenting process is a process performed to obtain a uniform and fine pearlite structure suitable for wire drawing, but the drawing limit of high carbon steel is usually as low as 4 or less in true strain. Therefore, the thinner the final wire diameter is, the thinner the wire diameter after the final patenting process is. Therefore, there is a problem that the number of patenting needs to be increased.
そこで、伸線限界を高めて、線材の伸線加工性を高めることを目的として、種々の改良方法が提案されている。 Therefore, various improvement methods have been proposed for the purpose of increasing the wire drawing limit and improving the wire drawing workability of the wire.
例えば、特許文献１には、パテンティング処理時における冷却速度を制御することにより、伸線に悪影響を及ぼす初析セメンタイトの析出を抑制する方法が開示され、特許文献２には、熱間圧延線材の断面組織中の粗パーライト率を制御する技術が開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses a method for suppressing precipitation of pro-eutectoid cementite that adversely affects wire drawing by controlling the cooling rate during patenting, and Patent Document 2 discloses a hot-rolled wire rod. A technique for controlling the rough pearlite ratio in the cross-sectional structure of the above is disclosed.
特許文献３及び特許文献４には、鋼線組織を加工硬化の少ないベイナイト組織にすることで、伸線による強度上昇を低く抑え、伸線限界を高める技術が開示されている。 Patent Document 3 and Patent Document 4 disclose a technique in which a steel wire structure is made into a bainite structure with little work hardening, thereby suppressing a rise in strength due to wire drawing and increasing a wire drawing limit.
特許文献５には、炭素含有量が０．３０〜０．６０％の中炭素鋼線材を用いて、最終パテンティング処理の後の引張強さ、パーライト組織、及び、初析フェライトを制御して、伸線限界の向上を図る技術が開示されている。 In Patent Document 5, a medium carbon steel wire having a carbon content of 0.30 to 0.60% is used to control the tensile strength, pearlite structure, and pro-eutectoid ferrite after the final patenting treatment. A technique for improving the wire drawing limit is disclosed.
これらの方法によれば、パテンティング回数を従来回数より少なくしても、伸線加工性を高めることはできるが、いずれの方法においても、伸線加工中に、少なくとも１回のパテンティング処理を行う必要がある。 According to these methods, even if the number of patenting times is less than the conventional number, the wire drawing workability can be improved. However, in any method, at least one patenting process is performed during the wire drawing. There is a need to do.
一方、特許文献６には、線径０．１５ｍｍ以下の極細線を工業的に製造する方法が開示されている。具体的には、低炭素鋼線（Ｃ：０．０１〜０．３０％）に熱処理を施して、フェライトと、針状マルテンサイト又はベイナイトの混合組織に調整し、その後、主として、伸線加工により高強度を得る方法である。 On the other hand, Patent Document 6 discloses a method for industrially producing an ultrafine wire having a wire diameter of 0.15 mm or less. Specifically, heat treatment is performed on a low carbon steel wire (C: 0.01 to 0.30%) to adjust to a mixed structure of ferrite and acicular martensite or bainite, and then mainly drawn. This is a method for obtaining high strength.
しかし、上記方法においては、熱処理強度が７０ｋｇｆ／ｍｍ2程度と低く、かつ、加工硬化率もパーライト鋼と比較して低いために、０．２ｍｍ程度の極細線に適用する場合、熱処理線径をかなり太くして、伸線加工歪を大きく取らなければ、所定の強度が得られないという問題、また、５．５ｍｍ以上の太径熱処理では、鋼線表層から中心部間の組織が不均一になり易く、僅かな塊状マルテンサイトの生成で、早期の伸線破断や、機械的性質の劣化が生じるという問題があった。 However, in the above method, since the heat treatment strength is as low as about 70 kgf / mm 2 and the work hardening rate is also low compared with pearlite steel, the heat treatment wire diameter is set to be applied to an ultrafine wire of about 0.2 mm. The problem is that the required strength cannot be obtained unless the wire drawing strain is increased by making the wire considerably thicker, and the structure between the steel wire surface layer and the center portion is not uniform in a large diameter heat treatment of 5.5 mm or more. There is a problem that the production of a slight amount of massive martensite tends to cause an early drawing breakage or deterioration of mechanical properties.
特許文献７には、中高炭素鋼線（Ｃ：０．３５〜０．９％）を熱間圧延した後、冷却し、２０％以下の面積率で初析フェライトを含有した組織を得、その後、パテンティング処理を施さずに、伸線により、線径０．１５〜０．４ｍｍの高強度鋼線を得る方法が開示されている。 In Patent Document 7, a medium-high carbon steel wire (C: 0.35 to 0.9%) is hot-rolled and then cooled to obtain a structure containing pro-eutectoid ferrite with an area ratio of 20% or less. A method for obtaining a high-strength steel wire having a wire diameter of 0.15 to 0.4 mm by wire drawing without performing a patenting treatment is disclosed.
通常、スチールコード用フィラメントを製造するためには、伸線時の潤滑性と、ゴムとの密着性を確保するために、伸線工程の途中で、Ｃｕ−Ｚｎ二相めっき・加熱拡散処理（拡散黄銅めっき）を施す必要があるが、上記方法においては、加熱拡散処理時（以下、「ブルーイング処理」ということがある。）に、伸線加工で形成された伸長ラメラー組織が分断されて、Ｃが０．３〜０．４％程度の線材では、伸線後に、所定の強度が得られず、延性も劣化するという問題があった。 Usually, to manufacture a steel cord filament, in order to ensure lubricity during wire drawing and adhesion to rubber, Cu-Zn two-phase plating / heat diffusion treatment ( In the above method, the elongated lamellar structure formed by the wire drawing process is divided during the heat diffusion treatment (hereinafter sometimes referred to as “bluing treatment”). , C has a problem that a predetermined strength cannot be obtained after wire drawing and ductility is deteriorated with a wire rod having a C of about 0.3 to 0.4%.
特許文献８には、セメンタイトが不連続なパーライト線材を、熱処理なしに伸線して、鋼線を得る方法が開示されているが、セメンタイトが不連続な組織は、冷却速度が遅いステルモア相当のパテンティング処理を施すことで必然的に得られる組織であり、上記方法は、セメンタイトが不連続であるが故に、強度が低いという問題を抱えている。 Patent Document 8 discloses a method of obtaining a steel wire by drawing a pearlite wire rod with discontinuous cementite without heat treatment, but a structure with discontinuous cementite is equivalent to a stelmore equivalent to a slow cooling rate. The structure is inevitably obtained by applying a patenting treatment, and the above method has a problem of low strength because cementite is discontinuous.
本発明は、上記事情に鑑み、(ｉ)線材圧延中に、所定の熱処理を施すこと、又は、(ii)圧延線材を再加熱して、所定の熱処理を施すことにより、その後の伸線加工の途中で、パテンティング処理を施さなくとも、機械的特性に優れた高強度極細鋼線を製造することができる高強度極細鋼線用線材を製造すること、及び、該高強度極細鋼線用線材を用いて高強度極細鋼線を製造することを課題とし、該課題を解決する高強度極細鋼線用線材とその製造方法、及び、高強度極細鋼線とその製造方法を提供することを目的とする。 In view of the above circumstances, the present invention is (i) performing a predetermined heat treatment during wire rod rolling, or (ii) reheating the rolled wire rod and performing a predetermined heat treatment, thereby performing subsequent wire drawing. In the middle of manufacturing a high-strength ultrafine steel wire that can produce a high-strength ultrafine steel wire excellent in mechanical properties without performing a patenting process, and for the high-strength ultrafine steel wire An object of the present invention is to provide a high-strength ultrafine steel wire and a manufacturing method thereof, and a high-strength ultrafine steel wire and a manufacturing method thereof, which are intended to manufacture a high-strength ultrafine steel wire using a wire. Objective.
本発明者らは、Ｃ：０．１〜０．９％の鋼材を用い、種々の条件で、圧延・冷却・パテンティング・一次伸線・ボンデ皮膜処理・仕上げ伸線を実施し、線径０．２〜０．４ｍｍの範囲で、種々の強度レベルの高強度極細鋼線を作製し、引張強さ、ねじり特性等の機械的特性を調査した。 The present inventors performed rolling, cooling, patenting, primary wire drawing, bonder coating treatment, and finish wire drawing under various conditions using a steel material of C: 0.1 to 0.9%, and wire diameter High strength ultrafine steel wires with various strength levels were produced in the range of 0.2 to 0.4 mm, and mechanical properties such as tensile strength and torsional properties were investigated.
そして、高強度極細鋼線の機械的特性を高める鋼材成分、圧延条件、パテンティング条件、伸線条件等について鋭意検討した。 And the steel material component which raises the mechanical characteristic of a high-strength extra fine steel wire, rolling conditions, patenting conditions, wire drawing conditions, etc. were studied earnestly.
その結果、（ｉ）Ｃ：０．３〜０．５０、Ｓｉ：０．４０超〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｂ：４〜３０ｐｐｍ、Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ、Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ、及び、Ａｌ：０．０１％以下（０を含む）とＴｉ：０．０１％以下（０を含む）を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、次いで、８８０〜９６０℃ので巻き取り、その後、５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬してパテンティング処理を施せば、初析フェライトとベイナイトの面積率が所望の値の高強度極細鋼線用線材を得ることができ、かつ、（ii）この高強度極細鋼線用線材を用いれば、伸線加工の途中で、パテンティング処理を施すことなく、最終的に、所望の引張強さ（ＴＳ）と線径（Ｄ）を備える高強度極細鋼線を得ることができることが判明した。 As a result, (i) C: 0.3 to 0.50, Si: more than 0.40 to 1.0%, Mn: 0.2 to 1.0%, B: 4 to 30 ppm, N: 15 to 35 ppm , O: 15 to 35 ppm, and Al: 0.01% or less (including 0) and Ti: 0.01% or less (including 0), with the balance being iron and inevitable impurities. If the rolling is finished at a finish rolling temperature of 1000 to 1200 ° C., then wound at 880 to 960 ° C. and then immersed in a molten salt of 520 to 580 ° C. It is possible to obtain a high strength ultrafine steel wire with a desired area ratio of ferrite and bainite, and (ii) if this high strength ultrafine steel wire is used, patenting is performed during the wire drawing process. Finally, the desired tensile strength (TS That can be the obtaining of high-strength ultra-fine steel wire with a wire diameter (D) was found.
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、次の通りである。 This invention is made | formed based on the said knowledge, The summary is as follows.
（１）線径が３．６〜７．０ｍｍの高強度極細鋼線用線材であって、
（ｉ-1）質量％、又は、質量ｐｐｍで、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０超〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｂ：４〜３０ｐｐｍ、Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ、Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ、及び、Ａｌ：０．０１％以下（０を含む）とＴｉ：０．０１％以下（０％を含む）を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼からなり、
（ｉ-2）最終のパテンティング処理後の引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（１）を満たし、
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０ ・・・（１）
（ｉ-3）初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が、下記式（２）を満たし、
ＦＡ（％）≦−５０×（％Ｃ）＋３５ ・・・（２）
（ｉ-4）残部組織の９５％以上が、平均ブロック粒径２０μｍ以下のパーライト組織である、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材。
(1) A wire rod for high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter of 3.6 to 7.0 mm,
(I-1) In mass% or mass ppm, C: 0.30 to 0.50%, Si: more than 0.40 to 1.0%, Mn: 0.2 to 1.0%, B: 4-30 ppm, N: 15-35 ppm, O: 15-35 ppm, and Al: 0.01% or less (including 0) and Ti: 0.01% or less (including 0%), with the balance being Made of steel and iron and inevitable impurities,
(I-2) The tensile strength TS (MPa) after the final patenting treatment satisfies the following formula (1),
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550 (1)
(I-3) The area ratio FA (%) of proeutectoid ferrite and bainite satisfies the following formula (2),
FA (%) ≦ −50 × (% C) +35 (2)
(I-4) 95% or more of the remaining structure is a pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less.
A high-strength wire rod for ultra-fine steel wire.
（２）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｍｏ：０．２％以下、及び、Ｗ：０．２％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の高強度極細鋼線用線材。 (2) The steel is further mass%, Cr: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Co: 0.5% or less, Cu: 0.2% or less, Mo: 0.2 % Or less, and W: 0.2% or less, 1 type or 2 types or more are contained, The wire material for high-strength extra-fine steel wire as described in said (1) characterized by the above-mentioned.
（３）前記（１）又は（２）に記載の高強度極細鋼線用線材に、パテンティング処理を施すことなく伸線加工を施して製造した高強度極細鋼線であって、
（ii-1）線径Ｄ2（ｍｍ）が下記式（３）を満たし、かつ、
０．２ｍｍ≦Ｄ2≦０．４ｍｍ ・・・（３）
（ii-2）引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（４）を満たし、
３９００−Ｄ2×２６００≦ＴＳ ・・・（４）
デラミネーションが発生しない、
ことを特徴とする高強度極細鋼線。
(3) A high-strength ultrafine steel wire produced by subjecting the wire for a high-strength ultrafine steel wire according to (1) or (2) to wire drawing without performing a patenting treatment,
(Ii-1) The wire diameter D 2 (mm) satisfies the following formula (3), and
0.2 mm ≦ D 2 ≦ 0.4 mm (3)
(Ii-2) The tensile strength TS (MPa) satisfies the following formula (4),
3900-D 2 × 2600 ≦ TS (4)
No delamination occurs,
A high-strength ultrafine steel wire characterized by
（４）前記（１）又は（２）に記載の高強度極細鋼線用線材を製造する製造方法において、
（ａ）前記（１）又は（２）に記載の鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、次いで、
（ｂ）圧延線材を、８８０〜９６０℃で巻き取り、その後、
（c1）５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬して、パテンティング処理を施す、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材の製造方法。
(4) In the manufacturing method for manufacturing the high-strength ultrafine steel wire according to (1) or (2),
(A) Hot rolling is applied to the steel according to (1) or (2), and the rolling is finished at a finish rolling temperature of 1000 to 1200 ° C.
(B) Winding the rolled wire at 880 to 960 ° C., then
(C1) It is immersed in a molten salt at 520 to 580 ° C. and subjected to a patenting treatment.
A method for producing a wire material for high-strength ultrafine steel wire,
（５）前記溶融ソルトに、３０秒以上、浸漬することを特徴とする前記（４）に記載の高強度極細鋼線用線材の製造方法。 (5) The method for producing a wire material for high-strength ultrafine steel wire according to (4), wherein the molten salt is immersed for 30 seconds or more.
（６）前記（１）又は（２）に記載の高強度極細鋼線用線材を製造する製造方法において、
（ａ）前記（１）又は（２）に記載の鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、次いで、
（ｂ）圧延線材を、８８０〜９６０℃で巻き取り、その後、
（c2）冷却速度５０〜２００℃で、８００℃から６００℃まで冷却し、次いで、５２０〜５８０℃の温度に保持して、パテンティング処理を施す、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材の製造方法。
(6) In the manufacturing method for manufacturing the high-strength ultrafine steel wire according to (1) or (2),
(A) Hot rolling is applied to the steel according to (1) or (2), and the rolling is finished at a finish rolling temperature of 1000 to 1200 ° C.
(B) Winding the rolled wire at 880 to 960 ° C., then
(C2) Cooling from 800 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 50 to 200 ° C., and then maintaining the temperature at 520 to 580 ° C. to perform patenting treatment.
The manufacturing method of the wire material for high-strength extra-fine steel wires characterized by the above-mentioned.
（７）前記５２０〜５８０℃の温度に、３０秒以上、保持することを特徴とする前記（６）に記載の高強度極細鋼線用線材の製造方法。 (7) The method for producing a wire material for high-strength ultrafine steel wire according to (6), wherein the temperature is held at 520 to 580 ° C. for 30 seconds or more.
（８）前記圧延線材の線径が、３．６〜７．０ｍｍであることを特徴とする前記（４）〜（７）のいずれかに記載の高強度極細鋼線用線材の製造方法。 (8) The method for producing a high-strength ultrafine steel wire according to any one of (4) to (7), wherein the rolled wire has a wire diameter of 3.6 to 7.0 mm.
（９）前記（３）に記載の高強度極細鋼線を製造する製造方法において、
（Ａ）線径Ｄ0の高強度極細鋼線用線材を、下記式（５）を満たす線径Ｄ1まで伸線加工し、
１．２≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）≦３．８ ・・・（５）
その後、
（B1）４５０〜５５０℃、１０秒以内の時効処理を施し、次いで、
（Ｃ）熱処理を施すことなく、下記式（６）を満たす線径Ｄ2まで伸線加工する、
４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ2） ・・・（６）
ことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。
(9) In the manufacturing method for manufacturing the high-strength ultrafine steel wire according to (3),
(A) A wire rod for a high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter D 0 is drawn to a wire diameter D 1 that satisfies the following formula (5),
1.2 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) ≦ 3.8 (5)
after that,
(B1) 450-550 ° C., an aging treatment within 10 seconds,
(C) Without performing heat treatment, the wire is drawn to a wire diameter D 2 that satisfies the following formula (6).
4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 2 ) (6)
A method for producing a high-strength ultrafine steel wire characterized by the above.
（１０）前記（３）に記載の高強度極細鋼線を製造する製造方法であって、
（Ａ）線径Ｄ0の高強度極細鋼線用線材を、下記式（５）を満たす線径Ｄ1まで伸線加工し、
１．２≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）≦３．８ ・・・（５）
その後、
（B2）拡散黄銅めっきを施し、次いで、
（Ｃ）熱処理を施すことなく、下記式（６）を満たす線径Ｄ2まで伸線加工する、
４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ2） ・・・（６）
ことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。
(10) A production method for producing the high-strength ultrafine steel wire according to (3),
(A) A wire rod for a high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter D 0 is drawn to a wire diameter D 1 that satisfies the following formula (5),
1.2 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) ≦ 3.8 (5)
after that,
(B2) Diffusion brass plating is applied, then
(C) Without performing heat treatment, the wire is drawn to a wire diameter D 2 that satisfies the following formula (6).
4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 2 ) (6)
A method for producing a high-strength ultrafine steel wire characterized by the above.
（１１）前記熱処理が、パテンティング処理又はブルーイング処理であることを特徴とする前記（９）又は（１０）に記載の高強度極細鋼線の製造方法。 (11) The method for producing a high-strength ultrafine steel wire according to (9) or (10), wherein the heat treatment is a patenting process or a bluing process.
本発明によれば、伸線加工の途中で熱処理を施さずに、高強度極細鋼線を製造することができる高強度極細鋼線用線材と、該線材を用いて製造したデラミネーション（縦割れ）のない高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法を提供することができる。 According to the present invention, a high-strength ultrafine steel wire capable of producing a high-strength ultrafine steel wire without being subjected to a heat treatment in the course of wire drawing, and a delamination (longitudinal crack) produced using the wire. ) And high-strength ultrafine steel wires, and methods for producing these can be provided.
通常、スチールコード用鋼線を得るためには、共析鋼に近い炭素濃度を有し、かつ、０．２％程度のＳｉを含有する線材をオーステナイト化した後、４５０〜６００℃で、数〜数十秒保持するパテンティング処理を施し、組織を、ほぼ完全なパーライト組織にし、その後、伸線加工を実施する。 Usually, in order to obtain a steel wire for steel cord, after austenizing a wire having a carbon concentration close to that of a eutectoid steel and containing about 0.2% of Si, it is measured at 450 to 600 ° C. A patenting process for tens of seconds is performed to make the structure almost perfect pearlite structure, and then wire drawing is performed.
しかし、この方法では、伸線前の線材強度が高く、伸線時の加工硬化係数も大きいので、４程度の真歪で、伸線時の破断又は伸線後のデラミネーションが発生する。 However, in this method, since the wire strength before wire drawing is high and the work hardening coefficient at the time of wire drawing is large, a breakage at the time of wire drawing or delamination after wire drawing occurs with a true strain of about 4.
そこで、本発明者らは、前述したように、Ｃ：０．１〜０．９％の鋼材を用い、種々の条件で、圧延・冷却・パテンティング・一次伸線・ボンデ皮膜処理・仕上げ伸線を実施し、線径０．２〜０．４ｍｍの範囲で、種々の強度レベルの高強度極細鋼線を作製し、引張強さ、ねじり特性等の機械的特性を調査した。 Therefore, as described above, the present inventors use C: 0.1 to 0.9% steel material, and under various conditions, rolling, cooling, patenting, primary wire drawing, bond film treatment, finish drawing. The wire was carried out, high strength ultrafine steel wires with various strength levels were produced in the range of wire diameters of 0.2 to 0.4 mm, and mechanical properties such as tensile strength and torsional properties were investigated.
その結果、次の知見（ｖ）〜（ｚ）を得るに至った。 As a result, the following findings (v) to (z) were obtained.
（ｖ）鋼中Ｃを０．３〜０．５％程度まで低減し、かつ、Ｓｉを０．２％程度含有する鋼材に、通常の熱間圧延を施し、次いで、ステルモア処理によるパテンティング処理を施しても、初析フェライトを抑制することは困難であり、線材の引張強さ（ＴＳ）は低下する。 (V) Steel in which C in steel is reduced to about 0.3 to 0.5% and Si is contained in an amount of about 0.2%, is subjected to normal hot rolling, and then patenting treatment by stealmore treatment However, it is difficult to suppress pro-eutectoid ferrite, and the tensile strength (TS) of the wire decreases.
このような線材に、再パテンティング処理なしで、真歪４以上の伸線加工を施しても、所定の引張強さ（ＴＳ）を有する高強度の極細鋼線を得ることは困難である。 Even if such a wire is subjected to a drawing process with a true strain of 4 or more without re-patenting, it is difficult to obtain a high-strength ultrafine steel wire having a predetermined tensile strength (TS).
（ｗ）鋼中Ｃを０．３〜０．５％程度まで低減し、かつ、Ｓｉを０．２％程度含有する鋼材に、通常の熱間圧延を施し、ステルモア処理において、風速を高めるなどして、５００℃近傍まで急冷することにより、初析フェライトの析出を抑制することは可能であるが、５２０℃未満まで急冷すると、ベイナイト（過冷組織）が生成し、強度と延性が劣化する。 (W) Reducing C in steel to about 0.3-0.5% and subjecting steel material containing about 0.2% of Si to normal hot rolling to increase the wind speed in the stealmore treatment, etc. Then, it is possible to suppress precipitation of pro-eutectoid ferrite by rapidly cooling to around 500 ° C. However, when rapidly cooled to below 520 ° C., bainite (supercooled structure) is generated, and strength and ductility deteriorate. .
このような線材に、真歪４以上の伸線加工を施しても、所定の引張強さ（ＴＳ）を有する極細鋼線を得ることは困難である。 Even if such a wire is subjected to a drawing process with a true strain of 4 or more, it is difficult to obtain an ultrafine steel wire having a predetermined tensile strength (TS).
（ｘ）鋼中Ｃを０．３〜０．５％程度まで低減し、かつ、Ｓｉを０．２％程度含有する鋼材を線材に圧延する際、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで、線材を、８８０〜９６０℃で巻き取り、その後、５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬することにより、(a)圧延γ粒径を粗大化し、(b)初析フェライトとベイナイトの析出を抑制して、残部組織の９５％以上をパーライト組織とし、かつ、(c)通常、粒径が２０μｍを超えるパーライトブロックを、粒径２０μｍ以下のパーライトブロックとすることが可能である。 (X) When rolling the steel material containing about 0.2% of Si and reducing the C content in the steel to about 0.3-0.5% to a wire rod, the finish rolling temperature is 1000-1200 ° C, The wire is wound at 880 to 960 ° C. and then immersed in a molten salt at 520 to 580 ° C. to (a) coarse the rolled γ grain size and (b) suppress precipitation of proeutectoid ferrite and bainite. Thus, it is possible to make 95% or more of the remaining structure a pearlite structure, and (c) a pearlite block whose particle size usually exceeds 20 μm can be a pearlite block having a particle size of 20 μm or less.
このような線材に、真歪４以上の伸線加工を施すことにより、高強度で、デラミネーションのない極細鋼線を得ることが可能になる。 By subjecting such a wire to a drawing process with a true strain of 4 or more, it is possible to obtain an ultrafine steel wire having high strength and no delamination.
（ｙ）上記（ｘ）の伸線加工の途中で、通常、スチールコード用フィラメントの製造工程で用いる熱拡散型黄銅めっき、又は、熱拡散処理に相当するブルーイング処理を施すと、熱拡散処理時に、ラメラーセメンタイトが分断されて、球状化し、その後の伸線加工による加工硬化の程度が小さくなり、延性も劣化し、デラミネーションが生じ易くなる。 (Y) In the course of wire drawing of (x) above, when heat diffusion type brass plating used in the manufacturing process of steel cord filaments or bluing treatment corresponding to heat diffusion treatment is performed, heat diffusion treatment Occasionally, lamellar cementite is divided and spheroidized, and the degree of work hardening by subsequent wire drawing is reduced, ductility is degraded, and delamination is likely to occur.
（ｚ）上記（ｙ）の場合において、鋼中Ｓｉを０．４０％超とすると、熱拡散処理時におけるラメラーセメンタイトの分断・球状化を抑制することができ、伸線加工の途中で、熱拡散型黄銅めっき、又は、熱拡散処理に相当するブルーイング処理を施しても、真歪４以上の伸線加工により、高強度で、デラミネーションのない極細鋼線を得ることが可能になる。 (Z) In the case of (y) above, when Si in the steel exceeds 0.40%, it is possible to suppress the division and spheroidization of lamellar cementite during the thermal diffusion treatment, and during the wire drawing process, Even if diffusion-type brass plating or bluing treatment corresponding to thermal diffusion treatment is performed, it is possible to obtain a high-strength, ultra-fine steel wire without delamination by wire drawing with a true strain of 4 or more.
ここで、図１に、伸線加工後の鋼線の線径Ｄ2（ｍｍ）と引張強さＴＳ（ＭＰa）の関係を示す。図中、○（比較例）は、デラミネーションが発生していることを示す。 Here, FIG. 1 shows the relationship between the wire diameter D 2 (mm) of the steel wire after wire drawing and the tensile strength TS (MPa). In the figure, ◯ (comparative example) indicates that delamination occurs.
図１に示すように、本発明によれば、デラミネーションの発生なしに、線径０．２〜０．４ｍｍの範囲で、伸線加工後の鋼線の線径Ｄ2（ｍｍ）と引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（３）及び（４）を満たす高強度極細鋼線を得ることができる。
０．２ｍｍ≦Ｄ2≦０．４ｍｍ ・・・（３）
３９００−Ｄ2×２６００≦ＴＳ ・・・（４）
４１００−Ｄ2×２６００≦ＴＳ ・・・（４'）
As shown in FIG. 1, according to the present invention, the wire diameter D 2 (mm) of the steel wire after wire drawing and the tension are within the range of the wire diameter of 0.2 to 0.4 mm without occurrence of delamination. A high-strength ultrafine steel wire having a strength TS (MPa) satisfying the following formulas (3) and (4) can be obtained.
0.2 mm ≦ D 2 ≦ 0.4 mm (3)
3900-D 2 × 2600 ≦ TS (4)
4100−D 2 × 2600 ≦ TS (4 ′)
なお、昨今の燃費向上のための高強度材に対する要求を考慮すると、鋼線の線径Ｄ2（ｍｍ）と引張強さＴＳ（ＭＰa）は、上記式（４'）を満たすことが望ましい。 In consideration of the recent demand for high-strength materials for improving fuel efficiency, it is desirable that the wire diameter D 2 (mm) and the tensile strength TS (MPa) of the steel wire satisfy the above formula (4 ′).
本発明の高強度極細鋼線においては、上記式（３）及び（４）を満たすことが必須の要件であるが、上記式（３）及び（４）を満たす高強度極細鋼線を得るためには、所要の成分組成、組織、及び、特性を備える線材が必要である。 In the high-strength ultrafine steel wire of the present invention, it is essential to satisfy the above formulas (3) and (4), but in order to obtain a high-strength ultrafine steel wire that satisfies the above formulas (3) and (4). Requires a wire having the required component composition, structure and properties.
次に、高強度極細鋼線用線材について説明する。まず、線材用鋼の成分組成を限定する理由について説明する。なお、％は、質量％を意味し、ｐｐｍは、質量ｐｐｍを意味する。 Next, the wire material for high strength extra fine steel wire will be described. First, the reason for limiting the component composition of the steel for wire rod will be described. In addition,% means mass%, and ppm means mass ppm.
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは、強度の上昇に有効で、かつ、経済的な元素である。Ｃ量の増加に伴って、伸線時の加工硬化量、及び、伸線後の強度が増大する。また、Ｃ量が少ないと、圧延線材中の初析フェライト量を低減することが困難になるので、下限を０．３０％とする。好ましい下限は０．３５％である。一方、Ｃ量が多くなり過ぎると、線材の強度が高くなり過ぎ、伸線中又は伸線後の鋼線の靭性・延性が劣化するので、上限を０．５０％とする。好ましい上限は０．４５％、より好ましくは０．４０％である。
C: 0.30 to 0.50%
C is an element that is effective in increasing the strength and is economical. As the amount of C increases, the amount of work hardening during wire drawing and the strength after wire drawing increase. Further, if the amount of C is small, it is difficult to reduce the amount of pro-eutectoid ferrite in the rolled wire, so the lower limit is made 0.30%. A preferred lower limit is 0.35%. On the other hand, if the amount of C is too large, the strength of the wire becomes too high and the toughness and ductility of the steel wire during or after wire drawing deteriorates, so the upper limit is made 0.50%. A preferable upper limit is 0.45%, more preferably 0.40%.
Ｓｉ：０．４０超〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素であるとともに、拡散黄銅めっきの加熱拡散処理時に、伸線加工されたラメラー組織中のセメンタイトの溶解・分断を防止するのに有効な元素である。０．４０％以下では、添加効果が不十分であるので、下限を０．４０％超とする。一方、Ｓｉは、フェライト生成元素であり、過剰に添加すると、スケール剥離性が劣化するので、上限を１．０％とする。
Si: more than 0.40 to 1.0%
Si is an element that is effective as a deoxidizer and is an element that is effective for preventing dissolution and fragmentation of cementite in the drawn lamellar structure during the heat diffusion treatment of diffusion brass plating. At 0.40% or less, the effect of addition is insufficient, so the lower limit is made over 0.40%. On the other hand, Si is a ferrite-forming element, and if it is added excessively, the scale peelability deteriorates, so the upper limit is made 1.0%.
Ｍｎ：０．２〜１．０％
Ｍｎも、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効な元素である。添加効果を十分得るためには、０．２％以上の添加が必要である。また、Ｍｎは、鋼の焼入性を高めて、圧延材の初析フェライト量を低減する作用をなすが、鋼中で偏析し易い元素であり、過剰に添加すると、Ｍｎの偏析部に、マルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成して、伸線加工性が劣化する恐れがあるので、上限を１．０％とする。好ましい上限は０．８％である。
Mn: 0.2 to 1.0%
Mn is also an effective element as a deoxidizer, like Si. In order to sufficiently obtain the effect of addition, addition of 0.2% or more is necessary. In addition, Mn increases the hardenability of the steel and reduces the amount of pro-eutectoid ferrite of the rolled material, but is an element that is easily segregated in the steel. Since an overcooled structure such as martensite and bainite is generated and wire drawing workability may be deteriorated, the upper limit is made 1.0%. A preferred upper limit is 0.8%.
Ｂ：４〜３０ｐｐｍ
Ｂは、焼入性を高め、初析フェライトの生成を抑制するのに有効な元素である。４ｐｐｍ未満では、添加効果が不十分であるので、下限を４ｐｐｍとする。一方、Ｂは、炭化物や、窒化物を形成する元素であり、過剰に添加すると、焼入性向上効果が飽和するだけでなく、炭化物又は窒化物が析出して、伸線加工性が劣化するので、３０ｐｐｍを上限とする。好ましい上限は２０ｐｐｍである。好ましい範囲は、６〜２０ｐｐｍ、より好ましい範囲は、８〜１２ｐｐｍである。
B: 4 to 30 ppm
B is an element effective in enhancing hardenability and suppressing the formation of proeutectoid ferrite. If it is less than 4 ppm, the effect of addition is insufficient, so the lower limit is made 4 ppm. On the other hand, B is an element that forms carbides or nitrides, and when added in excess, not only the effect of improving hardenability is saturated, but also carbides or nitrides are precipitated and wire drawing workability deteriorates. Therefore, the upper limit is 30 ppm. A preferred upper limit is 20 ppm. A preferable range is 6 to 20 ppm, and a more preferable range is 8 to 12 ppm.
Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ
Ｎは、鋼中で、ＡｌやＢと窒化物を生成し、加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用をなす元素である。その効果は、１５ｐｐｍ以上の添加で発現するので、下限を１５ｐｐｍとする。しかし、過剰に添加すると、窒化物量が増大し過ぎて、オーステナイト中の固溶Ｂ量が低下し、さらに、固溶Ｎが、伸線中の時効を促進する恐れがあるので、上限を３５ｐｐｍとする。
N: 15-35 ppm
N is an element that produces Al and B and nitrides in steel and suppresses the coarsening of austenite grains during heating. The effect is manifested by addition of 15 ppm or more, so the lower limit is made 15 ppm. However, if added excessively, the amount of nitride increases too much, the amount of solute B in austenite decreases, and further, solute N may promote aging during wire drawing, so the upper limit is 35 ppm. To do.
Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ
Ｏは、Ｓｉや、他の元素と、伸線加工性へ悪影響を及ぼさない軟質の複合介在物を形成する元素である。軟質な複合介在物は、圧延後に、微細分散する。微細分散した複合介在物のピニング効果により、γ粒径を微細化し、パテンティング線材の延性を高めることができるので、Ｏの下限を１５ｐｐｍとする。しかし、Ｏを過剰に含有すると、硬質な複合介在物が生成し、伸線加工性が劣化するので、上限を３５ｐｐｍとする。
O: 15-35 ppm
O is an element that forms a soft composite inclusion that does not adversely affect the wire drawing workability with Si or other elements. Soft composite inclusions are finely dispersed after rolling. The γ grain size can be refined by the pinning effect of the finely dispersed composite inclusions and the ductility of the patenting wire can be increased. Therefore, the lower limit of O is set to 15 ppm. However, if O is contained excessively, hard composite inclusions are generated and the wire drawing workability deteriorates, so the upper limit is made 35 ppm.
Ａｌ：０．０１％以下（０を含む）
Ａｌは、過剰に含有すると、硬質で変形し難いアルミナ系非金属介在物を生成し、鋼線の延性の劣化と、伸線加工性の劣化を招くので、０％を含む０．０１％以下とする。
Al: 0.01% or less (including 0)
If Al is contained in excess, it will produce hard non-deformable alumina non-metallic inclusions, which will lead to deterioration of ductility of steel wire and wire drawing workability, so 0.01% or less including 0% And
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは、過剰に添加すると、硬質で変形し難いチタン系酸化物を生成し、鋼線の延性の劣化と、伸線加工性の劣化を招くので、０％を含む０．０１％以下とする。
Ti: 0.01% or less When Ti is added in excess, it produces a titanium-based oxide that is hard and difficult to deform, and causes deterioration of the ductility of the steel wire and deterioration of the wire drawing workability. 0.01% or less.
なお、不純物のＰとＳについては、その量を特に規定しないが、従来の極細鋼線と同様に、延性確保の点から、いずれも、０．０２％以下が望ましい。 The amounts of impurities P and S are not particularly limited, but are preferably 0.02% or less from the viewpoint of securing ductility, as in the case of conventional ultrafine steel wires.
本発明の高強度極細鋼線用線材は、上記元素を基本成分とするが、さらに、強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｗ：０．２％以下（いずれも０を含まない）の１種又は２種以上を、選択的に含有してもよい。以下、各元素の含有量について説明する。 The wire rod for high-strength ultrafine steel wire of the present invention contains the above-mentioned elements as basic components, and further Cr: 0.5% or less, Ni: 0 for the purpose of improving mechanical properties such as strength, toughness and ductility. 0.5% or less, Co: 0.5% or less, Cu: 0.2% or less, Mo: 0.2% or less, W: 0.2% or less (both not including 0) The above may be selectively contained. Hereinafter, the content of each element will be described.
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、パーライトのラメラー間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等を高めるのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．１％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中に、マルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがある他、スケール剥離性も悪くなるので、上限を０．５％とする。
Cr: 0.5% or less Cr is an element effective for reducing the lamellar spacing of pearlite and improving the strength of the wire and the wire drawing workability. In order to obtain this effect, addition of 0.1% or more is preferable. On the other hand, if added excessively, the transformation end time becomes long, and in the hot-rolled wire, there is a possibility that a supercooled structure such as martensite or bainite may be formed, and the scale peelability also deteriorates. %.
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、線材の強度の向上には、あまり寄与しないが、線材の靭性を高める作用をなす元素である。この作用効果を得るためには、０．１％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、変態終了時間が長くなるので、上限を０．５％とする。
Ni: 0.5% or less Ni does not contribute much to the improvement of the strength of the wire, but is an element that acts to increase the toughness of the wire. In order to obtain this effect, addition of 0.1% or more is preferable. On the other hand, if the addition is excessive, the transformation end time becomes longer, so the upper limit is made 0.5%.
Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、圧延線材における初析セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元素である。この添加効果を得るためには、０．１％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加しても、添加効果は飽和して、経済的に無駄であるので、上限を０．５％とする。
Co: 0.5% or less Co is an element effective for suppressing precipitation of pro-eutectoid cementite in the rolled wire rod. In order to acquire this addition effect, addition of 0.1% or more is preferable. On the other hand, even if added excessively, the addition effect is saturated and economically useless, so the upper limit is made 0.5%.
Ｃｕ：０．２％以下
Ｃｕは、極細鋼線の耐食性を高める作用をなす元素である。この作用効果を得るためには、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、Ｓと反応して、粒界中にＣｕＳが偏析し、線材製造過程で、鋼塊や線材に疵が発生する。この悪影響を抑制するため、上限を０．２％とする。
Cu: 0.2% or less Cu is an element that acts to increase the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. In order to acquire this effect, 0.05% or more of addition is preferable. On the other hand, when added excessively, it reacts with S, CuS segregates in the grain boundary, and flaws are generated in the steel ingot and wire during the wire manufacturing process. In order to suppress this adverse effect, the upper limit is made 0.2%.
Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、極細鋼線の耐食性を高める作用をなす元素である。この作用効果を得るためには、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、変態終了時間が長くなるので、上限を０．２％とする。
Mo: 0.2% or less Mo is an element that acts to increase the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. In order to acquire this effect, 0.05% or more of addition is preferable. On the other hand, if the addition is excessive, the transformation end time becomes longer, so the upper limit is made 0.2%.
Ｗ：０．２％以下
Ｗは、極細鋼線の耐食性を高める作用をなす元素である。この作用効果を得るためには、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、変態終了時間が長くなるので、上限を０．２％とする。
W: 0.2% or less W is an element that acts to increase the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. In order to acquire this effect, 0.05% or more of addition is preferable. On the other hand, if the addition is excessive, the transformation end time becomes longer, so the upper limit is made 0.2%.
本発明においては、上記成分組成を有する鋼を熱間圧延して線材とし、その後、冷却条件を制御して冷却し、次いで、パテンティング処理して、下記要件（i-2）〜（i-4）を備える高強度極細鋼線用線材を製造する。製造方法については、後述する。 In the present invention, a steel having the above component composition is hot-rolled to form a wire, then cooled under controlled cooling conditions, and then subjected to patenting treatment, and the following requirements (i-2) to (i- 4) Manufactures high strength extra fine steel wire rods. The manufacturing method will be described later.
（ｉ-2）最終のパテンティング処理後の引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（１）を満たす。
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０ ・・・（１）
(I-2) The tensile strength TS (MPa) after the final patenting treatment satisfies the following formula (1).
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550 (1)
（ｉ-3）初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が、下記式（２）を満たす。
ＦＡ（％）≦−５０×（％Ｃ）＋３５ ・・・（２）
(I-3) The area ratio FA (%) of proeutectoid ferrite and bainite satisfies the following formula (2).
FA (%) ≦ −50 × (% C) +35 (2)
（ｉ-4）残部組織（初析フェライトとベイナイトを除く組織）の９５％以上が、平均ブロック粒径２０μｍ以下のパーライト組織である。 (I-4) 95% or more of the remaining structure (structure excluding pro-eutectoid ferrite and bainite) is a pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less.
本発明者らは、伸線加工により、上記式（４）を満たし、デラミネーションが発生しない極細鋼線（図１、参照）が得られた圧延線材について、(a)線材中のＣ量（％Ｃ）と、最終のパテンティング後の引張強さＴＳ（ＭＰa）の関係、(b)線材中の（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）と、伸線加工後の引張強さＴＳ（ＭＰa）の関係、及び、(c)線材中のＣ量（％Ｃ）と、線材中の（フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）の関係について調査した。 The inventors of the present invention have (a) C content in the wire (a) for the rolled wire obtained by drawing the ultrafine steel wire (see FIG. 1) that satisfies the above formula (4) and does not cause delamination. % C) and tensile strength TS (MPa) after final patenting, (b) area ratio FA (%) of (deposited ferrite + bainite) in the wire, and tensile strength after wire drawing The relationship between the length TS (MPa) and (c) the C content (% C) in the wire and the area ratio FA (%) of (ferrite + bainite) in the wire were investigated.
図２に、(a)線材中のＣ量（％Ｃ）と、最終のパテンティング後の引張強さＴＳ（ＭＰa）の関係を示し、図３に、(b)線材中の（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）と、伸線加工後の引張強さＴＳ（ＭＰa）の関係を示す。なお、図中、○（比較例）は、デラミネーションが発生していることを示す。 Fig. 2 shows the relationship between (a) the C content (% C) in the wire and the final tensile strength TS (MPa) after patenting. Fig. 3 shows (b) the (de-eutectoid ferrite) in the wire. The relationship between the area ratio FA (%) of (+ bainite) and the tensile strength TS (MPa) after wire drawing is shown. In the figure, ○ (comparative example) indicates that delamination has occurred.
図２によれば、線材中のＣ量（％Ｃ）と、最終のパテンティング後の引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（１）を満たせば、高強度で、デラミネーションが発生しない極細鋼線を得ることができることが解る。
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０ ・・・（１）
According to FIG. 2, if the amount of C in the wire (% C) and the final tensile strength TS (MPa) after patenting satisfy the following formula (1), the strength is high and delamination does not occur. It can be seen that an extra fine steel wire can be obtained.
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550 (1)
図３によれば、Ｓｉ：０．４０超〜１．０％を含有する圧延線材において、（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率を２０％以下に抑制すると、引張強さが２９００ＭＰa以上で、デラミネーションが発生しない極細鋼線を製造できることが解る。 According to FIG. 3, in the rolled wire containing Si: more than 0.40 to 1.0%, when the area ratio of (deposited ferrite + bainite) is suppressed to 20% or less, the tensile strength is 2900 MPa or more, It can be seen that it is possible to produce ultra fine steel wires that do not cause delamination.
さらに、図１及び図３によれば、圧延線材中の（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率を低減すれば、同一線径でも、より高強度で、デラミネーションが発生しない極細鋼線を製造できることが解る。 Furthermore, according to FIGS. 1 and 3, if the area ratio of (deposited ferrite + bainite) in the rolled wire is reduced, an ultrafine steel wire that is higher in strength and does not generate delamination is produced even with the same wire diameter. I understand what I can do.
なお、（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率は、線材を、湿式研磨し、飽和ピクリン酸で数秒腐食した後、光学顕微鏡を用い、×５００の倍率で、表層、１／４Ｄ、及び、１／２Ｄの部分の組織を、それぞれ５枚撮影し、５枚それぞれについて、（初析フェライト＋ベイナイト）の組織（白く見える）の面積率を画像解析して求めて、平均した値である。 The area ratio of (deposited ferrite + bainite) was determined by subjecting the wire to wet polishing and corroding with saturated picric acid for several seconds, and then using an optical microscope at a magnification of × 500, surface layer, 1 / 4D, and 1 This is an average value obtained by image-analyzing the area ratio of the (deposited ferrite + bainite) structure (appears white) for each of the 5 structures, by photographing 5 structures of the 2D portion.
（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率はＣ量に依存するので、本発明者らは、線材中のＣ量（％Ｃ）と、線材中の（フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）の関係について調査した。その結果を、図４に示す。なお、図中、○（比較例）は、デラミネーションが発生していることを示す。 Since the area ratio of proeutectoid ferrite + bainite depends on the amount of C, the present inventors have determined that the amount of C in the wire (% C) and the area ratio FA (%) of (ferrite + bainite) in the wire. The relationship was investigated. The result is shown in FIG. In the figure, ○ (comparative example) indicates that delamination has occurred.
図４から、引張強さが２９００ＭＰa以上で、デラミネーションが発生しない極細鋼線を得るためには、（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）とＣ量（％）が、下記式（２）を満たす必要があることが判明した。
ＦＡ（％）≦−５０×（％Ｃ）＋３５ ・・・（２）
From FIG. 4, in order to obtain an ultrafine steel wire having a tensile strength of 2900 MPa or more and no delamination, the area ratio FA (%) and C content (%) of (deposited ferrite + bainite) are expressed by the following formula. It was found that (2) must be satisfied.
FA (%) ≦ −50 × (% C) +35 (2)
本発明では、圧延線材中の（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡを、上記式（２）を満たすように制御することにより、伸線加工中に、中間パテンティング処理を施さなくとも、優れた機械的特性を備える高強度極細鋼線を製造することができる。この点が、本発明における最大の特徴である。 In the present invention, by controlling the area ratio FA of (pre-deposited ferrite + bainite) in the rolled wire rod so as to satisfy the above formula (2), it is possible to perform intermediate patenting treatment during wire drawing without performing intermediate patenting treatment. A high-strength ultrafine steel wire with excellent mechanical properties can be produced. This is the greatest feature of the present invention.
なお、（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率は、０％であってもよいが、通常の製造条件で、（初析フェライト＋ベイナイト）の生成を避けることは困難である。 The area ratio of (de-eutectoid ferrite + bainite) may be 0%, but it is difficult to avoid the formation of (de-eutectoid ferrite + bainite) under normal production conditions.
また、本発明においては、初析フェライトとベイナイトを除く残部組織の９５％以上を、平均ブロック粒径２０μｍ以下のパーライト組織とする必要がある。 In the present invention, 95% or more of the remaining structure excluding pro-eutectoid ferrite and bainite needs to be a pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less.
初析フェライトとベイナイトを除く残部組織の９５％未満が、パーライト組織であると、伸線加工に必要な線材強度を確保することができず、また、伸線加工時の延性が低下する。それ故、残部組織の９５％以上を、パーライト組織とする。なお、残部組織は、１００％パーライト組織でもよい。 If less than 95% of the remaining structure excluding pro-eutectoid ferrite and bainite is a pearlite structure, the wire strength necessary for wire drawing cannot be secured, and ductility during wire drawing decreases. Therefore, 95% or more of the remaining structure is a pearlite structure. The remaining structure may be a 100% pearlite structure.
線材の延性を確保し、伸線加工限界を高めるために、パーライト組織の平均ブロック粒径を２０μｍ以下とする。パーライトブロック粒径は、γ粒径の粗大化に伴い大きくなり、通常、２０μｍを超えるが、上記観点から、パーライト組織の平均ブロック粒は、２０μｍ以下とする。 In order to ensure the ductility of the wire and increase the wire drawing limit, the average block particle size of the pearlite structure is set to 20 μm or less. The pearlite block particle size increases as the γ particle size becomes coarser, and usually exceeds 20 μm. From the above viewpoint, the average block particle of the pearlite structure is 20 μm or less.
平均ブロック粒径の下限は、特に、限定する必要はない。なお、本発明では、パーライト組織のブロック粒を粒径５μｍ程度まで細粒化できる。 There is no particular limitation on the lower limit of the average block particle size. In the present invention, the block grains of the pearlite structure can be refined to a grain size of about 5 μm.
平均ブロック粒径が２０μｍ以下のパーライト組織は、以下に説明するように、線材を巻き取った後、(a)溶融ソルトに所定時間浸漬するか、又は、(b)急冷して、所定温度後に所定時間保定して、パーライトブロック粒の核生成を促進して得ることができる。 A pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less, after winding up the wire, as described below, (a) immersed in a molten salt for a predetermined time, or (b) rapidly cooled and after a predetermined temperature It can be obtained by holding for a predetermined time to promote nucleation of pearlite block grains.
なお、パーライトの平均ブロック粒径は、線材のＬ断面を、樹脂に埋め込んで切断し、切断面を研磨し、ＥＢＳＰ解析により、倍率５００倍で、方位差９°の界面で囲まれた領域を、一つのブロック粒として解析し、その平均体積から求めた。 The average block particle size of pearlite is determined by embedding the L section of the wire in a resin, cutting it, polishing the cut surface, and by EBSP analysis, a region surrounded by an interface with an orientation difference of 9 ° at a magnification of 500 times. It was analyzed as one block grain and obtained from the average volume.
本発明の高強度極細鋼線用線材の製造方法について説明する。 The manufacturing method of the wire material for high-strength extra fine steel wire of this invention is demonstrated.
（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率、及び、パーライト組織の平均ブロック粒径を、所要の範囲に制御するため、（ａ）本発明で規定する成分組成の鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、（ｂ）圧延線材を、８８０〜９６０℃で巻き取る。その後、（c1）５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬して、パテンティング処理を施すか、又は、（c2）冷却速度５０〜２００℃で、８００℃から６００℃まで冷却し、次いで、５２０〜５８０℃の温度に保持して、パテンティング処理を施す。 In order to control the area ratio of (pre-deposited ferrite + bainite) and the average block particle size of the pearlite structure within the required range, (a) hot rolling is applied to the steel having the component composition defined in the present invention, and the finish is finished. Rolling is terminated at a rolling temperature of 1000 to 1200 ° C, and (b) the rolled wire is wound up at 880 to 960 ° C. Thereafter, (c1) immersion in a molten salt at 520 to 580 ° C. to perform patenting treatment, or (c2) cooling from 800 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 50 to 200 ° C. The temperature is maintained at 580 ° C., and a patenting process is performed.
仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、巻取り温度を８８０〜９６０℃とする理由は、圧延γ粒径を粗大化するとともに、Ｂを、固溶状態でオーステナイト中に存在させて、粒界に濃化させ、初析フェライトの析出を抑制するためである。 The reason why the finish rolling temperature is 1000 to 1200 ° C. and the coiling temperature is 880 to 960 ° C. is that the rolled γ grain size is coarsened and B is present in the austenite in a solid solution state at the grain boundaries. This is to increase the concentration and suppress the precipitation of pro-eutectoid ferrite.
熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃未満であると、圧延反力が大きくなり、また、γ粒が微細化して、焼入性が低下し、初析フェライトの面積率が高くなる。熱間圧延の仕上げ温度が１２００℃を超えると、巻取り温度を、本発明で規定する温度範囲に制御するのが難しくなる。それ故、熱間圧延の仕上げ温度は、１０００〜１２００℃とする。 When the finishing temperature of hot rolling is less than 1000 ° C., the rolling reaction force increases, the γ grains become finer, the hardenability decreases, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite increases. When the finishing temperature of hot rolling exceeds 1200 ° C., it becomes difficult to control the winding temperature within the temperature range defined in the present invention. Therefore, the finishing temperature of hot rolling is 1000 to 1200 ° C.
圧延線材の線径は、最終極細鋼線の線径に応じた線径とすればよい。最終的に、０．２〜０．４ｍｍの極細鋼線を製造することを考慮すれば、圧延線材の線径は、３．６〜７．０ｍｍが好ましい。 The wire diameter of the rolled wire may be a wire diameter corresponding to the wire diameter of the final ultrafine steel wire. Finally, considering the production of a 0.2 to 0.4 mm extra fine steel wire, the rolled wire rod preferably has a wire diameter of 3.6 to 7.0 mm.
圧延線材の巻取り温度が８８０℃未満であると、Ｂが、炭化物として析出し、固溶Ｂが減少するので、初析フェライトの析出を抑制する効果が十分に得られない。巻取り温度が９６０℃を超えると、γ粒が過度に粗大化する。それ故、巻取り温度は、８８０〜９６０℃とする。 When the coiling temperature of the rolled wire is less than 880 ° C., B precipitates as carbides and the solid solution B decreases, so that the effect of suppressing precipitation of proeutectoid ferrite cannot be sufficiently obtained. When the coiling temperature exceeds 960 ° C., the γ grains become excessively coarse. Therefore, the winding temperature is 880 to 960 ° C.
パテンティング処理において、溶融ソルト温度、又は、冷却後の保持温度が、５２０℃未満であると、上部ベイナイト量が急増するので、溶融ソルト温度、又は、冷却後の保持温度の下限を、５２０℃とする。溶融ソルト温度、及び、冷却後の保持温度が、５８０℃を超えると、初析フェライト量が急増するので、溶融ソルト温度、及び、冷却後の保持温度の上限を、５８０℃とする。 In the patenting process, if the molten salt temperature or the holding temperature after cooling is less than 520 ° C., the amount of upper bainite increases rapidly, so the lower limit of the molten salt temperature or the holding temperature after cooling is set to 520 ° C. And If the molten salt temperature and the holding temperature after cooling exceed 580 ° C, the amount of pro-eutectoid ferrite increases rapidly, so the upper limit of the molten salt temperature and the holding temperature after cooling is set to 580 ° C.
パテンティング処理を施す場合、圧延線材における変態を完全に終了させるために、圧延線材を、溶融ソルトに３０秒以上浸漬することが好ましく、また、５２０〜５８０℃の温度に３０秒以上保持することが好ましい。 When performing the patenting treatment, in order to complete the transformation in the rolled wire, it is preferable to immerse the rolled wire in a molten salt for 30 seconds or more, and to maintain the temperature at 520 to 580 ° C. for 30 seconds or more. Is preferred.
圧延線材を５２０〜５８０℃の温度に保持する場合、冷却速度５０〜２００℃で、８００℃から６００℃まで冷却するが、この理由は、圧延線材を溶融ソルトに浸漬した場合における冷却速度と同様の冷却速度にするためである。 When the rolled wire is held at a temperature of 520 to 580 ° C., it is cooled from 800 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 50 to 200 ° C. The reason is the same as the cooling rate when the rolled wire is immersed in a molten salt. This is to achieve a cooling rate of.
以上の製造工程を経て、
（ｉ-2）最終のパテンティング処理後の引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（１）を満たし、
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０ ・・・（１）
（ｉ-3）初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が、下記式（２）を満たし、
ＦＡ（％）≦−５０×（％Ｃ）＋３５ ・・・（２）
（ｉ-4）残部組織（初析フェライトとベイナイトを除く組織）の９５％以上が、平均ブロック粒径２０μｍ以下のパーライト組織である高強度極細鋼線用線材を製造することができる。
Through the above manufacturing process,
(I-2) The tensile strength TS (MPa) after the final patenting treatment satisfies the following formula (1),
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550 (1)
(I-3) The area ratio FA (%) of proeutectoid ferrite and bainite satisfies the following formula (2),
FA (%) ≦ −50 × (% C) +35 (2)
(I-4) A high-strength ultrafine steel wire rod can be produced in which 95% or more of the remaining structure (structure excluding pro-eutectoid ferrite and bainite) is a pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less.
図５に、本発明による圧延線材のパーライト組織（ＳＥＭ観察組織）を示す。パーライトのラメラー間隔は、変態時の温度に依存し、温度変動が大きいと、ラメラー組織が連続するパーライト組織を得るのが難しくなる。Ｃ：０．３〜０．５％の中炭素鋼においては、特に、ラメラーが連続するパーライト組織を得るのが難しい。 FIG. 5 shows a pearlite structure (SEM observation structure) of the rolled wire according to the present invention. The lamellar spacing of pearlite depends on the temperature at the time of transformation. When the temperature fluctuation is large, it becomes difficult to obtain a pearlite structure in which the lamellar structure is continuous. C: In a medium carbon steel of 0.3 to 0.5%, it is particularly difficult to obtain a pearlite structure in which lamellar is continuous.
通常のステルモアでは、衝風するのみであるので、パーライト変態の進行に伴い生じる変態潜熱による復熱を抑制できず、変態中の温度を一定に保つことは難しい。これに対して、圧延線材を溶融塩に浸漬した場合、溶融塩の抜熱能が高いので、変態時の線材温度を、ソルト温度に近い温度で、一定に保つことが可能である。それ故、図５に示すように、ラメラー組織がほぼ連続したパーライト組織を得ることができる。 In normal stealmore, only a breeze is produced, so recuperation due to the latent heat of transformation that occurs as the pearlite transformation progresses cannot be suppressed, and it is difficult to keep the temperature during transformation constant. On the other hand, when the rolled wire is immersed in the molten salt, the heat removal ability of the molten salt is high, so that the wire temperature at the time of transformation can be kept constant at a temperature close to the salt temperature. Therefore, as shown in FIG. 5, a pearlite structure in which the lamellar structure is substantially continuous can be obtained.
また、圧延線材を、強制的に冷却した後、一定温度に保持する場合においても、同様に、ラメラー組織がほぼ連続したパーライト組織を得ることができる。 Further, even when the rolled wire rod is forcibly cooled and then held at a constant temperature, a pearlite structure having a substantially continuous lamellar structure can be obtained in the same manner.
次に、上記式（３）及び（４）を満たす高強度極細鋼線の製造方法について説明する。 Next, a method for producing a high-strength ultrafine steel wire that satisfies the above formulas (3) and (4) will be described.
まず、（Ａ）線径Ｄ0の圧延線材を、下記式（５）を満たす線径Ｄ1まで、伸線加工する。
１．２≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）≦３．８ ・・・（５）
First, (A) a rolled wire rod having a wire diameter D 0 is drawn to a wire diameter D 1 that satisfies the following formula (5).
1.2 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) ≦ 3.8 (5)
その後、（B1）４５０〜５５０℃、１０秒以内の時効処理を施すか、又は、（B2）拡散黄銅めっきを施し、次いで、（Ｃ）下記式（６）を満たす線径Ｄ2まで伸線加工する。
４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ2） ・・・（６）
Thereafter, (B1) 450-550 ° C., an aging treatment within 10 seconds, or (B2) diffusion brass plating, and then (C) wire drawing to a diameter D 2 satisfying the following formula (6) Process.
4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 2 ) (6)
本発明においては、伸線加工の途中で、パテンティング処理を施さずに、線径Ｄ0の圧延線材を、線径Ｄ1を経て、線径Ｄ2（＝０．２〜０．４ｍｍ）まで伸線加工する。 In the present invention, in the middle of the wire drawing process, a rolled wire rod having a wire diameter D 0 is passed through the wire diameter D 1 without being subjected to a patenting process, and the wire diameter D 2 (= 0.2 to 0.4 mm). Until wire drawing.
Ｄ1を式（５）のように規定したのは、これ以上の線径では蓄積したひずみが小さく、ひずみを緩和する効果が小さいため、これ以下の線径では、蓄積したひずみが大きすぎ、時効もしくは拡散黄銅めっき時にセメンタイトの溶解・球状化を抑制できないためである。 The reason why D 1 is defined as in equation (5) is that the accumulated strain is small at a wire diameter larger than this, and the effect of relaxing the strain is small, so the accumulated strain is too large at a wire diameter smaller than this, This is because the dissolution and spheroidization of cementite cannot be suppressed during aging or diffusion brass plating.
そして、線径Ｄ1の圧延線材を、上記式（６）を満たす線径Ｄ2（０．２〜０．４ｍｍ）まで伸線加工することにより、２９００ＭＰa以上の引張強さを確保することができる。 And it is possible to ensure a tensile strength of 2900 MPa or more by drawing a rolled wire rod having a wire diameter D 1 to a wire diameter D 2 (0.2 to 0.4 mm) satisfying the above formula (6). it can.
ただし、上記式（６）を満たす伸線加工を行うためには、途中、線材材質の均質化、又は、線材表面の潤滑処理が必要となる。このため、（B1）線材に、４５０〜５５０℃、１０秒以内の時効処理を施すか、又は、（B2）熱拡散型黄銅めっきを施す。めっきとしては、シアン浴による電気黄銅めっきや、黄銅の粉体塗装、ボンデ処理などの潤滑皮膜処理を適用することができる。 However, in order to perform the wire drawing process that satisfies the above formula (6), it is necessary to homogenize the wire material or to lubricate the surface of the wire. Therefore, (B1) the wire is subjected to an aging treatment at 450 to 550 ° C. within 10 seconds, or (B2) a heat diffusion type brass plating. As the plating, a lubricating film treatment such as electric brass plating using a cyan bath, powder coating of brass, and a bonder treatment can be applied.
線径Ｄ1で時効処理もしくは拡散黄銅めっきを施す理由は、蓄積したひずみを緩和し、その後に続けて実施する伸線後の極細鋼線の延性を確保するためである。また、黄銅めっきは、潤滑皮膜としての役割もある。 The reason for applying aging treatment or diffusion brass plating with the wire diameter D 1 is to relieve the accumulated strain and ensure the ductility of the extra fine steel wire after the subsequent drawing. Brass plating also has a role as a lubricating film.
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, examples of the present invention will be described. The conditions of the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is limited to this one example of conditions. Is not to be done. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
（実施例）
表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延し、その後、種々の巻取り温度で巻き取り、直ちに、種々の温度範囲でパテンティング処理、又は、徐冷し、線径Ｄ0：３．６〜７．０ｍｍの線材を製造した。
(Example)
A test material having the chemical composition shown in Table 1 is hot-rolled, then wound at various winding temperatures, and immediately patented at various temperature ranges or slowly cooled to obtain a wire diameter D 0 : A wire of 3.6 to 7.0 mm was manufactured.
その後、これらの線材に、再度、パテンティング処理を施すことなく、伸線加工を施し、真歪：１．２〜３．８（＝２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1））に相当する線径Ｄ1にて、拡散黄銅めっきを施し、さらに、真歪：４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）の伸線加工を施して、線径Ｄ2：０．２〜０．４ｍｍとした。 Thereafter, these wire rods were subjected to wire drawing without performing patenting treatment again, and a wire corresponding to true strain: 1.2 to 3.8 (= 2 × ln (D 0 / D 1 )). Diffusion brass plating is applied at the diameter D 1 , and further, the true strain: 4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) is drawn, and the wire diameter D 2 is 0.2 to 0.4 mm. did.
引張試験で、引張強さを測定し、捻回試験で、デラミネーション特性を測定した。その結果を、表２に示す。表１及び表２において、供試鋼Ｎｏ．１〜１６が本発明鋼で、その他は、比較鋼である。 Tensile strength was measured by a tensile test, and delamination characteristics were measured by a twist test. The results are shown in Table 2. In Table 1 and Table 2, the test steel No. 1 to 16 are steels of the present invention, and others are comparative steels.
表２に示すように、供試鋼Ｎｏ．１〜１６の本発明鋼は、いずれも、(a)圧延線材の引張強さ（ＭＰa）が、
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０
を満たし、(b)（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率ＦＡ（％）が、
ＦＡ≦−３５×（％Ｃ）＋２２
を満たし、(c)線径Ｄ2：０．２〜０．４ｍｍの極細鋼線の引張強さ（ＭＰa）が、
３９００−Ｄ2×２６００≦ＴＳ
を満たし、かつ、(d)デラミネーションが発生していない。
As shown in Table 2, the test steel No. Each of the present invention steels 1 to 16 has (a) the tensile strength (MPa) of the rolled wire,
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550
And the area ratio FA (%) of (b) (proeutectoid ferrite + bainite) is
FA ≦ −35 × (% C) +22
(C) Wire diameter D 2 : The tensile strength (MPa) of the ultrafine steel wire of 0.2 to 0.4 mm is
3900-D 2 × 2600 ≦ TS
And (d) delamination has not occurred.
供試鋼Ｎｏ．１７の比較鋼では、圧延後のインライン熱処理を、ステルモアによる衝風冷却で実施したので、（初析フェライト＋ベイナイト）の面積率を制御できず、そのため、圧延線材の引張強さが低く、伸線加工後に、狙いの引張強さを確保できなかった。供試鋼Ｎｏ．１８と２１の比較鋼では、Ｃ量が低いため、圧延線材の引張強さが低く、伸線加工後に、狙いの引張強さを確保できなかった。 Test steel No. In the comparative steel No. 17, since the in-line heat treatment after rolling was performed by blast cooling with stealmore, the area ratio of (deposited ferrite + bainite) could not be controlled, so the tensile strength of the rolled wire was low, The target tensile strength could not be secured after wire processing. Test steel No. In the comparative steels 18 and 21, since the C content was low, the tensile strength of the rolled wire was low, and the target tensile strength could not be ensured after the wire drawing.
供試鋼Ｎｏ．１９の比較鋼では、Ｂ量が過剰であるため、Ｂが炭化物として析出して、フェライトとベイナイトの析出を十分に抑制できなかった。供試鋼Ｎｏ．２０の比較鋼では、Ｃ量が過多であるため、圧延線材の引張強さが高く、伸線加工中に、延性が劣化して、断線した。供試鋼Ｎｏ．２２の比較鋼では、Ｓｉ量が過多であるため、フェライトが多量に生成した。 Test steel No. In Comparative Steel No. 19, since the amount of B was excessive, B was precipitated as a carbide, and precipitation of ferrite and bainite could not be sufficiently suppressed. Test steel No. In comparative steel No. 20, since the amount of C was excessive, the tensile strength of the rolled wire rod was high, and the ductility deteriorated during the wire drawing process, resulting in disconnection. Test steel No. In the comparative steel No. 22, since the Si amount was excessive, a large amount of ferrite was generated.
供試鋼Ｎｏ．２３及び２４の比較鋼では、Ｓｉ量が過少であるため、ブルーイングによる引張強さの低下、及び、延性の低下を抑制できなかった。供試鋼Ｎｏ．２５の比較鋼では、Ｂ量が過少であるため、フェライトとベイナイトの析出を十分に抑制できなかった。供試鋼Ｎｏ．２６の比較鋼では、ＤＬＰ処理時のソルト温度が低く過ぎたため、ベイナイトが多量に発生した。 Test steel No. In the comparative steels 23 and 24, since the amount of Si was too small, it was not possible to suppress the decrease in tensile strength and the decrease in ductility due to bluing. Test steel No. In Comparative Steel No. 25, the amount of B was too small, so that precipitation of ferrite and bainite could not be sufficiently suppressed. Test steel No. In the comparative steel No. 26, the salt temperature during the DLP treatment was too low, so a large amount of bainite was generated.
前述したように、本発明によれば、伸線加工の途中で熱処理を施さずに、高強度極細鋼線を製造することができる高強度極細鋼線用線材と、該線材を用いて製造したデラミネーション（縦割れ）のない高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法を提供することができる。よって、本発明は、線材・鋼線製造産業において利用可能性が高いものである。 As described above, according to the present invention, a high-strength extra-fine steel wire capable of producing a high-strength extra-fine steel wire without being subjected to a heat treatment in the middle of wire drawing, and the wire produced using the wire. It is possible to provide a high-strength ultrafine steel wire free from delamination (longitudinal cracks) and a method for producing these. Therefore, the present invention has high applicability in the wire and steel wire manufacturing industry.
Claims (11)
（ｉ-1）質量％、又は、質量ｐｐｍで、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０超〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｂ：４〜３０ｐｐｍ、Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ、Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ、及び、Ａｌ：０．０１％以下（０を含む）とＴｉ：０．０１％以下（０を含む）を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼からなり、
（ｉ-2）最終のパテンティング処理後の引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（１）を満たし、
１０００×（％Ｃ）＋３７０≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋５５０ ・・・（１）
（ｉ-3）初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が、下記式（２）を満たし、
ＦＡ（％）≦−５０×（％Ｃ）＋３５ ・・・（２）
（ｉ-4）残部組織の９５％以上が、平均ブロック粒径２０μｍ以下のパーライト組織である、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材。 A wire rod for high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter of 3.6 to 7.0 mm,
(I-1) In mass% or mass ppm, C: 0.30 to 0.50%, Si: more than 0.40 to 1.0%, Mn: 0.2 to 1.0%, B: 4-30 ppm, N: 15-35 ppm, O: 15-35 ppm, Al: 0.01% or less (including 0) and Ti: 0.01% or less (including 0), with the balance being iron And made of steel consisting of inevitable impurities,
(I-2) The tensile strength TS (MPa) after the final patenting treatment satisfies the following formula (1),
1000 × (% C) + 370 ≦ TS ≦ 1000 × (% C) +550 (1)
(I-3) The area ratio FA (%) of proeutectoid ferrite and bainite satisfies the following formula (2),
FA (%) ≦ −50 × (% C) +35 (2)
(I-4) 95% or more of the remaining structure is a pearlite structure having an average block particle size of 20 μm or less.
A high-strength wire rod for ultra-fine steel wire.
（ii-1）線径Ｄ2（ｍｍ）が下記式（３）を満たし、かつ、
０．２ｍｍ≦Ｄ2≦０．４ｍｍ ・・・（３）
（ii-2）引張強さＴＳ（ＭＰa）が、下記式（４）を満たし、
３９００−Ｄ2×２６００≦ＴＳ ・・・（４）
デラミネーションが発生しない、
ことを特徴とする高強度極細鋼線。 A high-strength ultrafine steel wire produced by subjecting the wire material for high-strength ultrafine steel wire according to claim 1 or 2 to wire drawing without performing a patenting treatment,
(Ii-1) The wire diameter D 2 (mm) satisfies the following formula (3), and
0.2 mm ≦ D 2 ≦ 0.4 mm (3)
(Ii-2) The tensile strength TS (MPa) satisfies the following formula (4),
3900-D 2 × 2600 ≦ TS (4)
No delamination occurs,
A high-strength ultrafine steel wire characterized by
（ａ）請求項１又は２に記載の鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、次いで、
（ｂ）圧延線材を、８８０〜９６０℃で巻き取り、その後、
（c1）５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬して、パテンティング処理を施す、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材の製造方法。 In the manufacturing method which manufactures the wire material for high-strength extra-fine steel wires according to claim 1 or 2,
(A) Hot rolling the steel according to claim 1 or 2 to finish rolling at a finish rolling temperature of 1000 to 1200 ° C,
(B) Winding the rolled wire at 880 to 960 ° C., then
(C1) It is immersed in a molten salt at 520 to 580 ° C. and subjected to a patenting treatment.
A method for producing a wire material for high-strength ultrafine steel wire,
（ａ）請求項１又は２に記載の鋼に熱間圧延を施し、仕上げ圧延温度１０００〜１２００℃で圧延を終了し、次いで、
（ｂ）圧延線材を、８８０〜９６０℃で巻き取り、その後、
（c2）冷却速度５０〜２００℃で、８００℃から６００℃まで冷却し、次いで、５２０〜５８０℃の温度に保持して、パテンティング処理を施す、
ことを特徴とする高強度極細鋼線用線材の製造方法。 In the manufacturing method which manufactures the wire material for high-strength extra-fine steel wires according to claim 1 or 2,
(A) Hot rolling the steel according to claim 1 or 2 to finish rolling at a finish rolling temperature of 1000 to 1200 ° C,
(B) Winding the rolled wire at 880 to 960 ° C., then
(C2) Cooling from 800 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 50 to 200 ° C., and then maintaining the temperature at 520 to 580 ° C. to perform patenting treatment.
The manufacturing method of the wire material for high-strength extra-fine steel wires characterized by the above-mentioned.
（Ａ）線径Ｄ0の高強度極細鋼線用線材を、下記式（５）を満たす線径Ｄ1まで伸線加工し、
１．２≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）≦３．８ ・・・（５）
その後、
（B1）４５０〜５５０℃、１０秒以内の時効処理を施し、次いで、
（Ｃ）熱処理を施すことなく、下記式（６）を満たす線径Ｄ2まで伸線加工する、
４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ2） ・・・（６）
ことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。 In the manufacturing method which manufactures the high intensity | strength extra fine steel wire of Claim 3,
(A) A wire rod for a high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter D 0 is drawn to a wire diameter D 1 that satisfies the following formula (5),
1.2 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) ≦ 3.8 (5)
after that,
(B1) 450-550 ° C., an aging treatment within 10 seconds,
(C) Without performing heat treatment, the wire is drawn to a wire diameter D 2 that satisfies the following formula (6).
4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 2 ) (6)
A method for producing a high-strength ultrafine steel wire characterized by the above.
（Ａ）線径Ｄ0の高強度極細鋼線用線材を、下記式（５）を満たす線径Ｄ1まで伸線加工し、
１．２≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ1）≦３．８ ・・・（５）
その後、
（B2）拡散黄銅めっきを施し、次いで、
（Ｃ）熱処理を施すことなく、下記式（６）を満たす線径Ｄ2まで伸線加工する、
４≦２×ｌｎ（Ｄ0／Ｄ2） ・・・（６）
ことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。 A manufacturing method for manufacturing the high-strength ultrafine steel wire according to claim 3,
(A) A wire rod for a high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter D 0 is drawn to a wire diameter D 1 that satisfies the following formula (5),
1.2 ≦ 2 × ln (D 0 / D 1 ) ≦ 3.8 (5)
after that,
(B2) Diffusion brass plating is applied, then
(C) Without performing heat treatment, the wire is drawn to a wire diameter D 2 that satisfies the following formula (6).
4 ≦ 2 × ln (D 0 / D 2 ) (6)
A method for producing a high-strength ultrafine steel wire characterized by the above.
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