WO2015186801A1 - 鋼線 - Google Patents

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WO2015186801A1
WO2015186801A1 PCT/JP2015/066247 JP2015066247W WO2015186801A1 WO 2015186801 A1 WO2015186801 A1 WO 2015186801A1 JP 2015066247 W JP2015066247 W JP 2015066247W WO 2015186801 A1 WO2015186801 A1 WO 2015186801A1
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WO
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less
steel wire
pearlite
content
wire
Prior art date
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PCT/JP2015/066247
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English (en)
French (fr)
Inventor
大輔 平上
真 小此木
敏之 真鍋
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the present invention is used for prestressed concrete and the like, has a tensile strength of 1800 MPa or more and does not deteriorate the manufacturability, does not deteriorate the wire drawing workability and the twisting property, and improves the hydrogen embrittlement resistance.
  • a tensile strength 1800 MPa or more and does not deteriorate the manufacturability, does not deteriorate the wire drawing workability and the twisting property, and improves the hydrogen embrittlement resistance.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2014-116004 filed in Japan on June 4, 2014, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a steel wire used for tension of prestressed concrete mainly used in civil engineering and building structures is referred to as a PC steel wire.
  • a wire obtained by performing a patenting process on a piano wire to make its structure pearlite, and then performing a wire drawing process and a stranded wire process is called a strand.
  • the pearlite steel wire for PC strands is manufactured by subjecting this strand to an aging heat treatment in the final step.
  • the “pearlite wire for PC strand” may be simply referred to as “steel wire” or “pearlite steel wire”.
  • Patent Document 1 discloses a plate-like cementite in pearlite at a depth of at least 1 / 10d of the surface layer of the PC steel wire (d is the radius of the steel wire).
  • d is the radius of the steel wire.
  • a high-strength PC steel wire having an average aspect ratio of 30 or less has been proposed.
  • a process such as rapid heating in the final process after cold drawing and holding at 450 ° C. or more for 5 seconds or more is necessary. The method becomes complicated.
  • a complicated manufacturing method is required, such as holding in a temperature range of more than 450 ° C. to 650 ° C. for 2 seconds to 30 seconds and subsequently performing a blueing treatment at 250 ° C. to 450 ° C.
  • the present invention provides high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance without degrading manufacturability, without degrading wire drawing workability and twisting characteristics.
  • An object is to provide a pearlite steel wire.
  • the structure of the steel wire needs to be pearlite that is easy to increase the strength during wire drawing.
  • the present inventors investigated in detail the relationship between the chemical composition and the structure affecting the hydrogen embrittlement resistance of a high strength steel wire having a tensile strength of 1800 MPa or more. As a result, the present inventors have found the following knowledge about the pearlite steel wire that can improve the hydrogen embrittlement resistance of a high-strength steel wire and can be manufactured at low cost by improving productivity. .
  • the wire is immersed in a molten salt bath installed in a Pb bath or hot rolling line, and a patenting process is performed to complete the pearlite transformation, and then the patented wire is drawn.
  • high-strength pearlite steel wire is generally manufactured by performing the heat-stretch process which heat-processes, applying an aging heat processing and tension
  • the present inventors have found that the following method is effective for improving the hydrogen embrittlement resistance of the pearlite steel wire.
  • This is a method of recovering or recrystallizing a pearlite block in a high strain region out of a pearlite block elongated by wire drawing to make it fine.
  • the reason why this method is effective is not necessarily clear, but it is presumed that the effect of improving hydrogen embrittlement resistance can be obtained by local high strain and aging heat treatment.
  • the ductility is locally reduced, and hydrogen embrittlement occurs from the local region where the ductility is reduced.
  • the present inventors improve the hydrogen embrittlement resistance of high-strength pearlite steel wire compared with the prior art by improving the structure of the steel wire using local high strain. I found out that it would be possible.
  • the steel wire according to one embodiment of the present invention has, as chemical components, mass%, C: 0.80% to 1.20%, Si: 0.10% to 2.00%, Mn: 0.00.
  • the average pearlite block particle diameter is 5 to 20 ⁇ m in terms of equivalent circle diameter, and the area ratio of the pearlite block having the equivalent circle diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle diameter to the pearlite is 3%. As mentioned above, it is 30% or less, and the tensile strength is 1800 MPa or more.
  • a high-strength pearlite steel wire is manufactured as follows. First, a patenting process is performed on a wire manufactured by hot rolling in a molten salt bath installed in a Pb bath or a hot rolling line. Subsequently, the wire is drawn. Thereafter, a “heat stretch process” is performed on the wire, in which heat treatment is performed while applying aging heat treatment or tension. In order to improve the hydrogen embrittlement resistance of high-strength pearlite steel wire, as described above, the pearlite block in the local region where high strain exists after wire drawing is recovered or recrystallized by aging heat treatment. It is effective to keep it fine.
  • the area ratio of pearlite is 90% or more
  • the average pearlite block particle size is 5 to 20 ⁇ m in terms of circle equivalent diameter
  • the circle equivalent is 0.1 times or less of the average pearlite block particle size.
  • the pearlite having a particle size much smaller than the average pearlite block particle size is obtained by recovering or recrystallizing a region where high strain introduced by wire drawing processing is present by aging heat treatment after wire drawing processing.
  • a block fine pearlite block
  • the fine pearlite block specifically indicates a pearlite block having a circle equivalent diameter of 0.1 or less of the average pearlite block particle diameter (circle equivalent diameter).
  • the size of the fine pearlite block is preferably 0.1 ⁇ m to 2.0 ⁇ m.
  • C 0.80% to 1.20%
  • C is an element necessary for making the structure of the steel wire pearlite and ensuring the tensile strength of the steel wire after wire drawing.
  • the C content is less than 0.80%, pro-eutectoid ferrite is generated in the wire, and it becomes difficult to ensure a predetermined tensile strength of 1800 MPa, for example. Therefore, the lower limit for the C content is 0.80%.
  • the C content is preferably 0.85% or more, more preferably 0.90% or more.
  • the upper limit of C content is 1.20%.
  • the C content is preferably 1.15% or less, more preferably 1.10% or less.
  • Si 0.10% to 2.00%
  • Si is an element necessary for enhancing relaxation properties and increasing tensile strength by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.10%, these effects are insufficient. Therefore, the lower limit for the Si content is 0.10%.
  • the Si content is preferably 0.30% or more, more preferably 0.50% or more.
  • the Si content exceeds 2.00%, these effects are saturated, the wire drawing workability of the wire is deteriorated, and the manufacturability of the steel wire is lowered. Therefore, the upper limit of the Si content is 2.00%.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.50% or less.
  • Mn 0.20% to 1.00%
  • Mn is an element necessary for increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. If the Mn content is less than 0.20%, this effect is insufficient. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.20%. In order to increase the tensile strength more stably, the Mn content is preferably 0.30% or more, more preferably 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.00%, the local strength increases due to segregation, and thus the twisting characteristics deteriorate. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.00%. From the viewpoint of alloy cost, the Mn content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element contained in the steel wire as an impurity and segregates at the grain boundary to deteriorate the hydrogen embrittlement resistance.
  • the P content is limited to 0.030% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the minimum of P content contains 0%.
  • the lower limit of the P content is preferably 0.0001%.
  • S 0.030% or less
  • S is an element contained in the steel wire as an impurity and segregates at the grain boundary to deteriorate the hydrogen embrittlement resistance.
  • the S content is limited to 0.030% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the minimum of S content contains 0%.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.0001%.
  • O 0.0100% or less
  • O is an element inevitably contained in the steel wire and present as an oxide such as Al, Ti, or Mn.
  • the O content exceeds 0.0100%, a coarse oxide is formed, which causes disconnection during wire drawing. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the O content includes 0%. However, considering the current refining technology and manufacturing costs, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%.
  • N 0.0010% to 0.0100%
  • N is an element necessary for forming Al / Ti / Nb / V and nitride / carbonitride, reducing the crystal grain size, and improving the ductility of the steel wire. If the N content is less than 0.0010%, this effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the N content is set to 0.0010%. In order to improve ductility more stably, the N content is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0025% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0100%, fine precipitates increase and the ductility of the steel wire decreases. Therefore, the upper limit of the N content is 0.0100%. In order to obtain the ductility of the steel wire more stably, the N content is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the balance is iron and impurities.
  • the “impurities” in “the balance is Fe and impurities” refers to what is inevitably mixed from ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when steel is produced industrially.
  • the steel wire according to the present embodiment is further selectively made of Al, Cr, Mo, V, B, Ti, Nb, Zr, Ni, Cu, Ca, and Mg. You may contain 1 or more types selected from the group which consists of. Below, the numerical limitation range of these components and the reason for limitation will be described. Here, the described% is mass%.
  • Al 0.100% or less
  • Al functions as a deoxidizing element and finely crystal grains by forming AlN. As a result, it has the effect of improving the ductility of the steel wire. Moreover, it has the effect of refine
  • the Al content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, these effects may be saturated and the productivity may be deteriorated. Therefore, the Al content is preferably 0.100% or less.
  • the Al content is more preferably 0.008% to 0.070%, and still more preferably 0.010% to 0.050%.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is preferably 2.00% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.05% to 1.00%, still more preferably 0.10% to 0.50%.
  • Mo 1.00% or less Mo has an effect of increasing the tensile strength of the steel wire after the aging heat treatment.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content exceeds 1.00%, not only the alloy cost is increased, but an unnecessary martensite structure is easily generated in the steel wire according to the present embodiment, and the wire drawing workability and the steel are increased. There is a risk of degrading the hydrogen embrittlement resistance of the wire. Therefore, the Mo content is preferably 1.00% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.03% to 0.50%, still more preferably 0.05% to 0.30%.
  • V 0.30% or less V precipitates as carbide VC and has the effect of increasing the tensile strength and improving the hydrogen embrittlement resistance of the steel wire.
  • the V content is preferably set to 0.01% or more.
  • the V content is preferably 0.30% or less.
  • the V content is more preferably 0.03% to 0.20%, still more preferably 0.05% to 0.15%.
  • B 0.0050% or less B has an effect of increasing the tensile strength of the steel wire after aging heat treatment and an effect of improving the hydrogen embrittlement resistance of the steel wire.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • the B content is more preferably 0.0003% to 0.0040%, and further preferably 0.0005% to 0.0020%.
  • Ti functions as a deoxidizing element, improves the tensile strength of steel wire by precipitating carbides and nitrides, and improves the ductility of steel wire by refining crystal grains. Has an effect.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content exceeds 0.050%, these effects are saturated, and a coarse oxide may be generated to deteriorate the wire drawing workability of the steel wire. Therefore, the Ti content is preferably 0.050% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.003% to 0.040%, and further preferably 0.005% to 0.030%.
  • Nb 0.050% or less
  • Nb has the effect of increasing the tensile strength of the steel wire by precipitating carbides and nitrides, and the effect of improving the ductility of the steel wire by refining crystal grains.
  • the Nb content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.050% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.003% to 0.040%, and still more preferably 0.005% to 0.030%.
  • Zr 0.050% or less Zr functions as a deoxidizing element, and has the effect of reducing solid solution S by forming sulfides and improving the resistance to hydrogen embrittlement of steel wires.
  • the Zr content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Zr content is preferably 0.050% or less.
  • the Zr content is more preferably 0.003% to 0.040%, and still more preferably 0.005% to 0.030%.
  • Ni 2.00% or less Ni has an effect of suppressing intrusion of hydrogen.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is preferably 2.00% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.04% to 1.00%, still more preferably 0.06% to 0.60%.
  • Cu 1.00% or less Cu has an effect of suppressing intrusion of hydrogen.
  • the Cu content is preferably set to 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 1.00% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.02% to 0.50%, still more preferably 0.03% to 0.30%.
  • Ca 0.010% or less Ca functions as a deoxidizing element and has an effect of reducing solid solution S and improving hydrogen embrittlement resistance by forming sulfides.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is preferably 0.010% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0003% to 0.0050%, and still more preferably 0.0010% to 0.0030%.
  • Mg 0.010% or less Mg functions as a deoxidizing element, and has the effect of reducing solid solution S and improving hydrogen embrittlement resistance by forming sulfides.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is preferably 0.010% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0003% to 0.0050%, and still more preferably 0.0010% to 0.0030%.
  • the structure of the steel wire according to the present embodiment includes pearlite. If the area ratio of this pearlite is less than 90%, the tensile strength of the steel wire after wire drawing and aging heat treatment is lowered, and the twisting property is deteriorated. Therefore, the area ratio of this pearlite is 90% or more. Preferably, the area ratio of pearlite is 95% or more. The area ratio of pearlite may be 100%. On the other hand, the remainder of the structure of the steel wire according to the present embodiment, that is, the structure other than pearlite is a non-pearlite structure of ferrite, bainite, proeutectoid cementite and martensite.
  • the area ratio of the non-pearlite structure is set to 10% or less.
  • the area ratio of pearlite can be obtained by subtracting the area ratio of the non-pearlite structure from 100%. Specifically, the area ratio of pearlite can be obtained by the following method.
  • d in this paragraph shows the radius (unit mm) of a steel wire. In a steel wire sample (sample), an L section parallel to the longitudinal direction of the steel wire is mirror-polished and then etched.
  • the size of the pearlite block has a very strong correlation with the wire drawing workability, and the wire drawing workability of the steel wire can be improved by miniaturizing the pearlite. This effect is obtained by controlling the average pearlite block particle size. If the average pearlite block particle diameter exceeds 20 ⁇ m in terms of the equivalent circle diameter, the effect of improving the wire drawing workability of the steel wire cannot be obtained. Therefore, the average pearlite block particle size is set to 20 ⁇ m or less in terms of equivalent circle diameter.
  • the average pearlite block particle size is set to 5 ⁇ m or more in terms of equivalent circle diameter.
  • the equivalent circle diameter of the average pearlite block particle diameter is the diameter of the circle, and can be measured using an electron beam backscattering diffractometer (EBSD).
  • the particle size of the fine pearlite block obtained by recovery or recrystallization by wire drawing and aging heat treatment is equivalent to a circle, and at most 0.1 times the average pearlite block particle size. . That is, the particle size of these fine pearlite blocks is 0.1 times or less of the average pearlite block particle size including these fine pearlite blocks.
  • the area ratio of the fine pearlite block having a circle equivalent diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle size to the total pearlite exceeds 30%.
  • the area ratio (area ratio of the fine pearlite block) of the fine pearlite block having the equivalent circle diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle diameter to the total pearlite is 30% or less.
  • the area ratio (area ratio of the fine pearlite block) in the total pearlite of the fine pearlite block having a diameter is less than 3%.
  • the area ratio (area ratio of the fine pearlite block) of the fine pearlite block having the equivalent circle diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle diameter to the total pearlite is 3% or more.
  • the size of the pearlite block is such that when the diameter (wire diameter) of the steel wire is D and the unit is D, the L section of the steel wire is polished and the depth from the surface layer is 0.01 ⁇ D, 0 Obtained by analysis using the TEM-Precession method at an acceleration voltage of 200 kV using a transmission electron microscope at 25 ⁇ D and 0.5 ⁇ D.
  • the field of view of 6 ⁇ m ⁇ 6 ⁇ m with a beam diameter of 10 nm or less and a 15 ⁇ m pitch is 18 in the wire drawing direction, and the wire drawing direction (longitudinal direction) of the steel wire is perpendicular to the steel wire longitudinal direction
  • a total of 90 fields of 5 consecutive fields are measured in the vertical direction, and the fields of view are connected.
  • the crystal orientation at each measurement point is determined and a crystal orientation map is created to block grain boundaries having an orientation difference of 10 ° or more. Grain boundary.
  • the size of the pearlite block is defined by the equivalent circle diameter obtained from the area of each block surrounded by the block grain boundary.
  • the average pearlite block particle size of the steel wire according to this embodiment can be obtained by summing the areas of the pearlite block particle sizes obtained in each field of view and averaging the areas.
  • a steel wire suitable as a PC steel wire having a tensile strength of 1800 MPa or more and excellent in hydrogen embrittlement resistance can be obtained. If the tensile strength is less than 1800 MPa, the purpose of reducing the construction cost and reducing the weight of the structure cannot be achieved as a pearlite steel wire for PC strands. Therefore, the tensile strength of the steel wire according to this embodiment is 1800 MPa or more.
  • the steel wire may be manufactured by a manufacturing method described later. Next, the preferable manufacturing method of the steel wire which concerns on this embodiment is demonstrated.
  • the steel wire according to the present embodiment can be manufactured as follows.
  • the manufacturing method of the steel wire demonstrated below is an example for obtaining the steel wire which concerns on this embodiment, and is not limited by the following procedures and methods, What is the method which can implement
  • a steel piece is manufactured by continuous casting.
  • the steel pieces may be subjected to ingot rolling.
  • the obtained steel slab is heated to 1050 ° C. or higher and hot rolled at a finish rolling temperature of 850 ° C. to obtain a wire.
  • the wire obtained after finish rolling is wound into a ring shape.
  • the winding temperature is set to 950 ° C. or lower.
  • the wound wire is immersed in a molten salt bath at 570 ° C. or lower to perform a pearlite transformation treatment. This process is generally called a patenting process.
  • the temperature of the molten salt bath is too low, the steel wire structure becomes bainite, so the molten salt bath temperature needs to be 450 ° C. or higher.
  • the molten salt bath temperature It is preferable to make the temperature of the molten salt bath less than 500 ° C.
  • the wire cooled to a room temperature at a cooling rate of 5 ° C./s to 30 ° C./s is reheated to a temperature range of 950 ° C. or higher and then immersed in a Pb bath or a salt bath.
  • the temperature may be maintained at 500 ° C to 600 ° C.
  • These wire rods are drawn into a steel wire of 4 mm ⁇ to 6 mm ⁇ with a surface reduction ratio of 75% to 90% to give tensile strength, and after drawing, the wire is processed at 450 ° C. or higher for 0.5 second or longer to 5 to 5 seconds. Aging heat treatment is performed for a time of less than a second. When the aging heat treatment time is less than 0.5 seconds, recrystallization or recovery is not sufficient, and a region where high strain remains increases, resulting in a decrease in tensile strength of the steel wire. On the other hand, if the aging heat treatment time is 5 seconds or more, a fine pearlite block cannot be obtained, and as a result, the hydrogen embrittlement resistance and high strength of the steel wire cannot be compatible.
  • the above-described production method produces a high-strength steel wire with excellent hydrogen embrittlement resistance and tensile strength of 1800 MPa or more without degrading manufacturability, without degrading wire drawing workability and twisting characteristics. can do
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to the following examples.
  • the present invention can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the gist. Therefore, the present invention can employ various conditions, all of which are included in the technical features of the present invention.
  • Tables 2-1 and 2-2 show the technical characteristics of steel wires, that is, the area ratio of pearlite, the average pearlite block particle diameter (equivalent circle diameter) of the steel wire determined by area average, and the area ratio of fine pearlite block. (The area ratio of the pearlite block having the equivalent circle diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle size to the total pearlite) and the tensile strength of the steel wire.
  • Test No. 2 in Table 2-1 shows a steel wire obtained by performing blast cooling using stealmore without performing patenting treatment in a molten salt bath after hot rolling, and then performing wire drawing and aging heat treatment. It is.
  • This test number 2 is a comparative example in which the area ratio of pearlite is outside the range of the present invention, and the tensile strength of the steel wire after wire drawing and aging heat treatment did not satisfy 1800 MPa.
  • Test No. 7 is a comparative example in which the molten salt temperature was high, the area ratio of pearlite was outside the range of the present invention, and the tensile strength of the steel wire after wire drawing and aging heat treatment did not satisfy 1800 MPa.
  • Test No. 10 is a comparison in which the area ratio of the fine pearlite block was outside the range of the present invention because the aging heat treatment time after wire drawing was long, and the tensile strength of the steel wire after aging heat treatment did not satisfy 1800 MPa. It is an example.
  • Test No. 12 is a comparative example in which the area ratio of the fine pearlite block did not satisfy the scope of the present invention because the aging heat treatment temperature after wire drawing was low.
  • Test No. 16 is a comparative example in which the tensile strength of the steel wire after the aging heat treatment was less than 1800 MPa because the area ratio of pearlite was outside the range of the present invention. Test No.
  • Test number 46 is a comparative example in which the tensile strength of the steel wire after aging heat treatment was less than 1800 MPa because the Si content was below the range of the present invention.
  • Test No. 53 is a comparative example in which the tensile strength of the steel wire after the aging heat treatment was less than 1800 MPa because the Mn content was below the range of the present invention.
  • Table 3 shows an example in which the wire rod after hot rolling was reheated and subjected to patenting treatment. Reheating, patenting, wire drawing, and aging heat treatment were performed under the conditions shown in Table 3. Area ratio of pearlite, average pearlite block particle diameter of steel wire, area ratio of fine pearlite block (area ratio of fine pearlite block having a circle equivalent diameter not more than 0.1 times the average pearlite block particle diameter to the total pearlite) And the tensile strength of the steel wire.
  • Test number 66 in Table 3 shows that the area ratio of the fine pearlite block (area ratio of the fine pearlite block having a circle equivalent diameter of 0.1 times or less of the average pearlite block particle diameter to the total pearlite because the aging heat treatment temperature was low. )
  • Test No. 67 is a comparative example in which the tensile strength of the steel wire did not satisfy 1800 MPa because the aging heat treatment time was long and the area ratio of the fine pearlite block was larger than the range of the present invention.
  • Test No. 68 is a comparative example in which the area ratio of the fine pearlite block did not satisfy the scope of the present invention because the aging heat treatment temperature was low.
  • the hydrogen embrittlement resistance was evaluated using the steel wires having the test numbers shown in Table 2-1, Table 2-2, and Table 3. In addition, about the steel wire whose tensile strength is less than 1800 Mpa, since the required intensity
  • the steel wire of each test number was immersed in a 20% NH 4 SCN solution at 50 ° C., and a load that was 0.8 times the breaking load was applied to evaluate the breaking time.
  • the specific liquid amount was 12 cc / cm 2 .
  • Twelve FIP tests were evaluated for each test number, and the average value was defined as the hydrogen embrittlement fracture time. Since the hydrogen embrittlement resistance depends on the tensile strength of the steel wire, the steel wire having a tensile strength of 1800 MPa or more was judged to have good hydrogen embrittlement resistance at 20 hr or more. Tables 4-1 and 4-2 Displayed as “good” inside.
  • the wire drawing workability is good when the wire breakage does not occur until the target wire diameter at the time of wire drawing or a vertical crack that causes a crack in the longitudinal surface layer occurs. Displayed as “good” in Tables 4-1 and 4-2.
  • the twisting property the twisting test is evaluated under the condition that the distance between chucks is 100 times the diameter and the torsional rotation speed is 5 rpm / min or more and no delamination occurs. And indicated as “good” in Tables 4-1 and 4-2.
  • the production cost evaluation is based on the steelmaking cost including the alloy cost and the rolling cost, and is equal to or lower than the alloy cost calculated with the central value of the component range of the element including the selected element and lower than the manufacturing cost calculated under normal rolling conditions.
  • the product was indicated as “low production cost” and indicated as “low” in Tables 4-1 and 4-2.
  • Tables 4-1 and 4-2 when the manufacturing cost such as the alloy cost increased, it was displayed as “high”, and it was determined that the productivity of the steel wire was lowered.
  • test number 44 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the P content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 48 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the Cr content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 49 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the N content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 52 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the S content exceeded the range of the present invention.
  • Test number 54 is a comparative example in which the resistance to hydrogen embrittlement was poor because the Mo content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 61 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the Ni content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 62 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance was poor because the Cu content exceeded the range of the present invention.
  • Test No. 65 is a comparative example in which the hydrogen embrittlement resistance is poor because the N content falls below the range of the present invention and the average pearlite block particle size exceeds the range of the present invention. Test Nos.
  • 47, 50, 51, 56, 58-60, 63 and 64 are respectively Mn content, O content, Si content, C content, Ti content, Nb content, Zr content, Ca content Since the amount and the Mg content exceeded the scope of the present invention, one or both of the wire drawing workability and the twisting characteristics were not satisfied. For this reason, the hydrogen embrittlement resistance could not be evaluated. Moreover, since test number 45, 55, and 57 exceeded the range of this invention, respectively, Al content, V content, and B content, the productivity of the steel wire was falling.
  • a high-strength steel wire for use in prestressed concrete having a tensile strength of 1800 MPa or more and improved hydrogen embrittlement resistance without lowering the wire drawing workability and twisting characteristics.

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Abstract

本発明は、高強度で耐水素脆化特性に優れるパーライト鋼線を提供することを目的とする。この鋼線は、質量％で、Ｃ：０．８０％～１．２０％、Ｓｉ：０．１０％～２．００％、Ｍｎ：０．２０％～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．００１０％～０．０１００％、選択的にＡｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇからなる群より選択される１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する。鋼線の組織は、面積率で９０％以上がパーライトであって、平均パーライトブロック粒径が円相当径で５μｍ～２０μｍであり、平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有するパーライトブロックのパーライトに占める面積率が３%以上、３０％以下である。この鋼線は、引張強さが１８００ＭＰａ以上である。

Description

鋼線
　本発明は、プレストレストコンクリートなどに用いる、製造性を低下させることなく、伸線加工性及び捻回特性を劣化させることなく、引張強さが１８００ＭＰａ以上であり、かつ耐水素脆化特性を向上させた高強度な鋼線に関する。
　本願は、２０１４年６月４日に、日本に出願された特願２０１４－１１６００４号に基づき優先権を主張し、この内容をここに援用する。
　主として、土木・建築構造物に用いられるプレストレストコンクリートの緊張に用いられている鋼線は、ＰＣ鋼線と称される。
　従来、ピアノ線材をパテンティング処理して、その組織をパーライトにした後、伸線加工と撚り線加工とを行って得られたワイヤは、ストランドと呼ばれている。このストランドを最終工程にて時効熱処理することによって、ＰＣストランド用パーライト鋼線は製造されている。
　なお、以下、「ＰＣストランド用パーライト鋼線」を、単に「鋼線」または「パーライト鋼線」と記載する場合がある。
　近年は、施工コストの低減や構造物の軽量化を目的に、引張強さが１８００ＭＰａを超える高強度のＰＣストランド用パーライト鋼線が求められている。
　しかしながら、ＰＣストランド用パーライト鋼線の高強度化に伴って、鋼線の耐水素脆化特性が低下する課題がある。
　鋼線の耐水素脆化特性を向上させる技術として、特許文献１にはＰＣ鋼線の表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線の半径）の深さの領域において、パーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比を３０以下とした高強度ＰＣ鋼線が提案されている。
　しかしながら、特許文献１に記載のＰＣ鋼線を得るためには、冷間伸線加工後の最終工程において急速加熱して、４５０℃以上に５秒以上保持するなどの処理が必要であり、製造方法が複雑となる。
　また、特許文献２では、ＰＣ鋼線の線径をＤとしたときに、表面から０．１Ｄの領域の硬さを、内部の硬さの１．１倍以下にした高強度ＰＣ鋼線が提案されている。
　また、特許文献２に記載のような硬さを得るためには、例えば、線材を９００℃～１１００℃に加熱後、６００℃～６５０℃の温度範囲に保定して部分的なパーライト変態処理を施した後、引き続き５４０℃～６００℃未満の温度範囲に保持することや、熱間圧延により７００℃～９５０℃で仕上げ圧延した後、５００℃～６００℃の温度範囲に冷却することや、また、伸線加工後に４５０℃超～６５０℃の温度範囲に２秒～３０秒保持し、引き続き２５０℃～４５０℃でのブルーイング処理を施すなど、複雑な製造方法が必要となる。
日本国特開２００４－３６０００５号公報 日本国特開２００９－２８０８３６号公報
　このように、伸線加工性と捻回特性とを有し、高強度な鋼線の耐水素脆化特性を向上させる従来技術は、製造方法が複雑になり製造性が低下し、鋼線の引張強さと耐水素脆化特性とを両立させることが難しかった。
　そこで、本発明は、このような実情に鑑み、製造性を低下させることなく、伸線加工性及び捻回特性を劣化させることなく、高強度でかつ耐水素脆化特性に優れた高強度なパーライト鋼線を提供することを目的とする。
　まず鋼線の組織は、伸線時に高強度化しやすいパーライトとする必要がある。本発明者らは、引張強さが１８００ＭＰａ以上の高強度な鋼線の耐水素脆化特性に及ぼす化学成分と、組織との関係を詳細に調査した。その結果、本発明者らは、高強度な鋼線の耐水素脆化特性を向上させるとともに、生産性を向上させて安価に製造することが可能なパーライト鋼線について、次の知見を見出した。
　線材をＰｂ浴、あるいは熱間圧延ラインに設置した溶融塩槽に浸漬して、パーライト変態を完了させるためのパテンティング処理を行い、その後、パテンティング処理した線材を伸線加工する。そして、伸線加工後の線材に対して、時効熱処理や、張力を付与しながら加熱処理を行うヒートストレッチ処理を行うことによって、高強度なパーライト鋼線は一般に製造されている。
　本発明者らは、パーライト鋼線の耐水素脆化特性を向上させるためには、下記の方法が有効であることを見出した。それは、伸線加工によって伸長化したパーライトブロックのうち、高ひずみ領域のパーライトブロックを回復または再結晶させ微細化させる方法である。この方法が有効である理由は必ずしも明らかではないが、局所的な高ひずみと時効熱処理とにより、耐水素脆化特性の向上効果が得られるものと推測される。
　まず、伸線加工によって局所的に高ひずみになっている箇所（局所領域）は、局所的に延性が低下しており、この延性が低下した局所領域から水素脆化が発生する。そして、この高ひずみの局所領域を時効熱処理により、回復または再結晶させることによって、局所的に延性を回復でき、鋼線の耐水素脆化特性を向上させることが可能となる。また、回復または再結晶する領域が局所的であるため、鋼線自体の引張強さは殆ど変化しない。
　このように、本発明者らは鋼線の組織を、局所的な高ひずみを用いて、改良することにより、従来技術と比べて高強度なパーライト鋼線の耐水素脆化特性を向上させることが可能となるとことを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係る鋼線は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．８０％～１．２０％、Ｓｉ：０．１０％～２．００％、Ｍｎ：０．２０％～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．００１０％～０．０１００％を含有し、選択的に、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：２．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．０５０%以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．０１０%以下、Ｍｇ：０．０１０%以下からなる群より選択される１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、組織はパーライトを含み、前記パーライトの面積率が９０％以上であり、平均パーライトブロック粒径が円相当径で５μｍ～２０μｍであり、前記平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の前記円相当径を有するパーライトブロックの前記パーライトに占める面積率が３%以上、３０％以下であり、引張強さが１８００ＭＰａ以上である。
　（２）上記（１）に記載の鋼線では、前記化学成分として、質量%で、Ａｌ：０．００５％～０．１００％、Ｃｒ：０．０１％～２．００％、Ｍｏ：０．０１％～１．００％、Ｖ：０．０１％～０．３０％、Ｂ：０．０００１％～０．００５０％、Ｔｉ：０．００１％～０．０５０％、Ｎｂ：０．００１％～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１％～０．０５０%、Ｎｉ：０．０１％～２．００％、Ｃｕ：０．０１％～１．００％、Ｃａ：０．０００１％～０．０１０%、Ｍｇ：０．０００１％～０．０１０%からなる群より選択される１種以上を含有してもよい。
　上記（１）および（２）の各態様によれば、耐水素脆化特性に優れ、かつ引張強さ１８００ＭＰａ以上の高強度なパーライト鋼線の提供が可能になる。そして、この高強度なパーライト鋼線が、土木・建築物の施工コストの低減や軽量化に寄与し、産業上の効果は極めて顕著である。
　上述したように、一般に、高強度なパーライト鋼線は、次のように製造されている。まず、熱間圧延により製造された線材に対し、Ｐｂ浴あるいは熱間圧延ラインに設置した溶融塩槽にて、パテンティング処理が行われる。引き続き、この線材は伸線加工される。その後、この線材に対し、時効熱処理や張力を付与しながら、加熱処理を行う「ヒートストレッチ処理」が行われる。
　高強度なパーライト鋼線の耐水素脆化特性を向上させるためには、上述したように、伸線加工後の高ひずみが存在する局所領域のパーライトブロックを、時効熱処理により回復または再結晶させて微細にしておくことが有効である。つまり、伸線加工後に時効熱処理を施した鋼線においても、局所的に高ひずみとなって延性が低下している脆化領域が消失していることにより、水素割れのき裂の発生を抑制することができる。したがって、高強度であっても耐水素脆化特性の劣化を抑制することが可能となる。
　即ち、鋼線において、パーライトの面積率が９０％以上であり、平均パーライトブロック粒径が円相当径で５μｍ～２０μｍであり、かつ、その平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有するパーライトブロックの全パーライトに占める面積率を３％以上、３０％以下とすることで、伸線加工、時効熱処理及びヒートストレッチ処理後の鋼線の強度を１８００ＭＰａ以上にすることができ、かつ、鋼線の耐水素脆化特性を劣化させないことが可能である。
　このように、伸線加工によって導入した高ひずみが存在する領域を、伸線加工後の時効熱処理によって、回復または再結晶させることによって、平均パーライトブロック粒径よりも非常に小さい粒径を有するパーライトブロック（微細パーライトブロック）を生成させ、その微細パーライトブロックが全パーライトに占める面積率を制御することによって、従来技術と比べて、引張強さが１８００ＭＰａ以上であっても、鋼線の耐水素脆化特性を向上させることが可能となる。
　ここで、微細パーライトブロックとは、具体的に、平均パーライトブロック粒径（円相当径）の０．１倍の以下の円相当径を有するパーライトブロックを示す。例えば、微細パーライトブロックの大きさは、０．１μｍ～２．０μｍが好ましい。
　本実施形態に係る鋼線について説明する。
　まず、本実施形態における鋼線が含有する化学成分の範囲を限定した理由を説明する。なお、以下の説明における％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．８０％～１．２０％
　Ｃは、鋼線の組織をパーライトとし、伸線加工後の鋼線の引張強さを確保するために必要な元素である。
　Ｃ含有量が０．８０％未満では、線材中に初析フェライトが生成し、例えば、１８００ＭＰａという所定の引張強さを確保することが困難となる。そのため、Ｃ含有量の下限を０．８０％とする。より安定して引張強さを高めるためには、Ｃ含有量は、好ましくは０．８５％以上であり、より好ましくは０．９０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えると、線材中に初析セメンタイトが増加して、線材の伸線加工性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限を１．２０％とする。バラツキを無くし、より安定して伸線加工性を得るためには、Ｃ含有量は、好ましくは１．１５％以下であり、より好ましくは１．１０％以下である。
　Ｓｉ：０．１０％～２．００％
　Ｓｉは、リラクセーション特性を高めるとともに、固溶強化により引張強さを高めるために必要な元素である。
　Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、これらの効果が不十分である。そのため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％とする。より高いリラクセーション特性を得るためには、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００%を超えると、これらの効果が飽和するとともに、線材の伸線加工性が劣化して、鋼線の製造性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を２．００％とする。より安定して熱間圧延中に割れを発生させないためには、Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
　Ｍｎ：０．２０％～１．００％
　Ｍｎは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高めるために必要な元素である。
　Ｍｎ含有量が、０．２０％未満では、この効果が不十分である。そのため、Ｍｎ含有量の下限を０．２０％とする。より安定して引張強さを高めるためには、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が、１．００％を超えると、偏析により局所的な強度が高くなるため捻回特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。合金コストの観点より、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以下であり、より好ましくは０．８０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として鋼線中に含有され、粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させる元素である。
　特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、耐水素脆化特性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　なお、Ｐ含有量の下限は０％を含む。しかしながら、現状の精錬技術と製造コストとを考慮すると、Ｐ含有量の下限は０．０００１％が好ましい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓも、Ｐと同様に、不純物として鋼線中に含有され、粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させる元素である。
　特に、Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、耐水素脆化特性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｓ含有量は好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　なお、Ｓ含有量の下限は０％を含む。しかしながら、現状の精錬技術と製造コストとを考慮すると、Ｓ含有量の下限は０．０００１％が好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼線中に不可避的に含有され、Ａｌ、ＴｉまたはＭｎなどの酸化物として存在する元素である。
　特に、Ｏ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物を形成し、伸線加工時に断線の原因となる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　なお、Ｏ含有量の下限は０％を含む。しかしながら、現状の精錬技術と製造コストとを考慮すると、Ｏ含有量の下限は０．０００１％が好ましい。
　Ｎ：０．００１０％～０．０１００％
　Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと窒化物／炭窒化物を形成し、結晶粒径を細粒化し、鋼線の延性を向上させるために必要な元素である。
　Ｎ含有量が０．００１０％未満では、この効果が得られない。そのため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。より安定して延性を向上させるためには、Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上であり、より好ましくは０．００２５％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、微細析出物が増加して鋼線の延性を低下させる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。より安定して鋼線の延性を得るため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　以上が、本実施形態に係る鋼線の基本的な成分組成であり、残部は、鉄及び不純物である。なお、「残部がＦｅ及び不純物である」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから不可避的に混入するものを指す。
　上記した基本成分及び不純物の他に、本実施形態に係る鋼線には、さらに、選択的に、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ及びＭｇからなる群より選択される１種以上を含有してもよい。
　以下に、これら成分の数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ａｌ：０．１００％以下
　Ａｌは脱酸元素として機能するとともに、ＡｌＮを形成することによって、結晶粒を細粒化する。その結果、鋼線の延性を向上させる効果を有する。また、結晶粒を微細化して、鋼線の耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、これらの効果が飽和するとともに製造性を劣化させる虞がある。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下が好ましい。
　Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００８％～０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０１０％～０．０５０％である。
　Ｃｒ：２．００％以下
　Ｃｒはパーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、合金コストが上がるだけでなく、本実施形態に係る鋼線には不必要なマルテンサイト組織が生じ易くなって、伸線加工性や鋼線の耐水素脆化特性を劣化させる虞がある。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下が好ましい。
　Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％～１．００％であり、さらに好ましくは０．１０％～０．５０％である。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは時効熱処理後の鋼線の引張強さを高める効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、合金コストが上がるだけでなく、本実施形態に係る鋼線には不必要なマルテンサイト組織が生じ易くなって、伸線加工性や鋼線の耐水素脆化特性を劣化させる虞がある。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下が好ましい。
　Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％～０．５０％であり、さらに好ましくは０．０５％～０．３０％である。
　Ｖ：０．３０％以下
　Ｖは炭化物ＶＣとして析出して、引張強さを高めるとともに、鋼線の耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、合金コストが増加し、製造性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３０％以下が好ましい。
　Ｖ含有量は、より好ましくは０．０３％～０．２０％であり、さらに好ましくは０．０５％～０．１５％である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは時効熱処理後の鋼線の引張強さを高める効果や鋼線の耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、これらの効果が飽和し、製造性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。
　Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００３％～０．００４０％であり、さらに好ましくは０．０００５％～０．００２０％である。
　Ｔｉ：０．０５０％以下
　Ｔｉは脱酸元素として機能するとともに、炭化物や窒化物を析出させて鋼線の引張強さを高める効果や、結晶粒を細粒化して鋼線の延性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに、粗大な酸化物を生成して鋼線の伸線加工性を劣化させる虞がある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下が好ましい。
　Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００３％～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．００５％～０．０３０％である。
　Ｎｂ：０．０５０％以下
　Ｎｂは炭化物や窒化物を析出させて鋼線の引張強さを高める効果や、結晶粒を細粒化して鋼線の延性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに鋼線の捻回特性を劣化させる虞がある。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下が好ましい。
　Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００３％～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．００５％～０．０３０％である。
　Ｚｒ：０．０５０％以下
　Ｚｒは脱酸元素として機能するとともに、硫化物を形成することで固溶Ｓを低減し、鋼線の耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに、粗大な酸化物を生成して、鋼線の伸線加工性を劣化させる虞がある。そのため、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下が好ましい。
　Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．００３％～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．００５％～０．０３０％である。
　Ｎｉ：２．００％以下
　Ｎｉは水素の侵入を抑制する効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、合金コストが上がるだけでなく、本実施形態に係る鋼線には不必要なマルテンサイト組織が生じ易くなって、鋼線の伸線加工性や耐水素脆化特性を劣化させる虞がある。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下が好ましい。
　Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％～１．００％であり、さらに好ましくは０．０６％～０．６０％である。
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは水素の侵入を抑制する効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性を阻害し製造性が劣化するとともに、本実施形態に係る鋼線には不必要なマルテンサイト組織が生じ易くなって、鋼線の伸線加工性や耐水素脆化特性を劣化させる虞がある。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下が好ましい。
　Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２％～０．５０％であり、さらに好ましくは０．０３％～０．３０％である。
　Ｃａ：０．０１０％以下
　Ｃａは脱酸元素として機能するとともに、硫化物を形成することで固溶Ｓを低減し、耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。このような効果を得たい場合には、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し、伸線加工性を劣化させる虞がある。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下が好ましい。
　Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００３％～０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００１０％～０．００３０％である。
　Ｍｇ：０．０１０％以下
　Ｍｇは脱酸元素として機能するとともに、硫化物を形成することで固溶Ｓを低減し、耐水素脆化特性を向上させる効果を有する。
　このような効果を得たい場合には、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方で、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えると、これらの効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し、伸線加工性を劣化させる虞がある。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下が好ましい。
　Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００３％～０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００１０％～０．００３０％である。
　次に、本実施形態に係る鋼線の組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼線の組織は、パーライトを含む。
　このパーライトの面積率が９０％未満では、伸線加工及び時効熱処理後の鋼線の引張強さが低下したり、捻回特性が劣化する。したがって、このパーライトの面積率を９０％以上とする。好ましくは、パーライトの面積率は９５％以上である。なお、パーライトの面積率は、１００％でもよい。
　一方、本実施形態に係る鋼線の組織の残部は、すなわち、パーライト以外の組織はフェライト、ベイナイト、初析セメンタイト及びマルテンサイトの非パーライト組織である。これらの非パーライト組織は、伸線加工の際に割れの発生や、伸線加工と時効熱処理後の鋼線の耐水素脆化特性を劣化させる。そのため、非パーライト組織の面積率を１０％以下とする。
　なお、パーライトの面積率は、１００％から非パーライト組織の面積率を減じて求めることができる。
　具体的には、パーライトの面積率は次の方法で求めることが出来る。なお、本段落おけるｄは鋼線の半径（単位ｍｍ）を示す。
　鋼線の試料（サンプル）において、鋼線の長手方向に平行なＬ断面を鏡面研磨した後、エッチングする。そして、エッチングしたＬ断面の表層から５０μｍ深さ、１／４ｄ、１／２ｄの３か所の位置において、それぞれＳＥＭを用いて、倍率２０００倍で、５視野撮影する。なお、１視野あたりの面積は、６０μｍ×４０μｍである。
　得られた各視野のＳＥＭ写真を用いて、通常の画像解析の方法で、マルテンサイト、ベイナイト、フェライトなどの非パーライト組織の面積率を求め、それらを全体から除いたもの、即ち、１００％から非パーライト組織の面積率を減じたものをパーライトの面積率として得ることができる。
　また、パーライトブロックの大きさは伸線加工性と非常に強い相関関係があり、パーライトを微細化することによって、鋼線の伸線加工性を向上させることができる。この効果は、平均パーライトブロック粒径の制御によって得られる。
　平均パーライトブロック粒径が、円相当径で２０μｍを超えると、鋼線の伸線加工性の向上効果が得られない。そのため、平均パーライトブロック粒径を円相当径で２０μｍ以下とする。
　一方、平均パーライトブロック粒径を小さくし過ぎると、具体的には、平均パーライトブロック粒径を５μｍ未満にすると、高ひずみを有する局所領域における回復または再結晶による鋼線の引張強さの向上効果を得られない。そのため、平均パーライトブロック粒径を円相当径で５μｍ以上とする。
　なお、平均パーライトブロック粒径の円相当径は、円の直径であり、電子線後方散乱回折装置（ＥＢＳＤ）を用いて測定することができる。
　本実施形態に係る鋼線では、平均パーライトブロック粒径以外に、高ひずみを有する局所領域において、伸線加工及び時効熱処理によって回復または再結晶により得られる微細なパーライトブロックの粒径を制御する必要がある。
　高ひずみを有する局所領域において、伸線加工及び時効熱処理によって回復または再結晶により得られる微細なパーライトブロックの粒径は、円相当径で、最大で平均パーライトブロック粒径の０．１倍である。すなわち、これらの微細なパーライトブロックの粒径は、これらの微細なパーライトブロックを含んだ平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下である。
　伸線加工後の時効熱処理によって、回復または再結晶する局所領域が大きくなると、この平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率（微細パーライトブロックの面積率）が３０％を超えてしまう。その結果、鋼線の強度が低下する。そのため、平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率（微細パーライトブロックの面積率）は３０％以下とする。
　一方で、伸線加工後の時効熱処理によって回復または再結晶する局所領域が十分でなく、高ひずみが残存する領域が残ってしまうと、この平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率（微細パーライトブロックの面積率）が３％未満になる。その結果、伸線加工と時効熱処理後の鋼線の耐水素脆化特性が劣化する。そのため、平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率（微細パーライトブロックの面積率）は３％以上とする。
　なお、パーライトブロックの大きさは、鋼線の直径（線径）を、単位ｍｍで、Ｄとしたとき、鋼線のＬ断面を研磨して表層からの深さが０．０１×Ｄ、０．２５×Ｄ、０．５×Ｄにて、透過型電子顕微鏡を用いて２００ｋＶの加速電圧にてＴＥＭ－プリセッション法を用いる解析により得られる。
　まず、ＴＥＭ－プリセッション法では、１０ｎｍ以下のビーム径で、１５ｎｍピッチで６μｍ×６μｍの視野を伸線方向に１８視野、鋼線の伸線方向（長手方向）と鋼線の長手方向に垂直な垂直方向に５視野連続の合計９０視野を測定し、各視野を繋ぎ合わせる。
　次に、パーライトブロック粒界については、フェライトの回折スポットを解析することで、各測定点での結晶方位を決定して結晶方位マップを作成し、１０°以上の方位差がある粒界をブロック粒界とする。
　そして、パーライトブロックの大きさ、すなわちパーライトブロック粒径は、ブロック粒界で囲まれた各ブロックの面積から求めた円相当径で定義する。
　各視野で得られたパーライトブロック粒径の面積を合計して、面積平均することによって、本実施形態に係る鋼線の平均パーライトブロック粒径を得ることができる。
　上述した化学組成と組織とを満足することで、１８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、耐水素脆化特性に優れるＰＣ鋼線として好適な鋼線を得ることができる。引張強さが１８００ＭＰａ未満では、ＰＣストランド用パーライト鋼線として、施工コストの低減や構造物の軽量化の目的を達成することができない。そのため、本実施形態に係る鋼線の引張強さは１８００ＭＰａ以上とする。上述した鋼線を得るためには、後述する製造方法により鋼線を製造すればよい。次に、本実施形態に係る鋼線の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼線は以下のようにして製造することができる。なお、以下に説明する鋼線の製造方法は、本実施形態に係る鋼線を得るための一例であり、以下の手順及び方法で限定するものではなく、本発明の構成を実現できる方法であれば、如何なる方法をも採用することが可能である。
　まず、上記の化学成分となるよう鋼を溶製した後、連続鋳造によって鋼片を製造する。なお、連続鋳造後、鋼片に分塊圧延を行ってもよい。
　得られた鋼片を１０５０℃以上になるように加熱し、仕上げ圧延温度を８５０℃として熱間圧延し、線材を得る。
　仕上げ圧延後に得られた線材を、リング状に巻取る。この時、巻取り温度を９５０℃以下とする。
　平均パーライトブロック粒径を円相当径で５μｍ～２０μｍとするために、巻取り後の線材を、５７０℃以下の溶融塩槽に浸漬して、パーライト変態処理を行う。この処理は、一般的にパテンティング処理と呼ばれる。この時、溶融塩槽の温度が低すぎると、鋼線の組織がベイナイトになってしまうので、溶融塩槽温度は４５０℃以上とする必要がある。
　平均パーライトブロック粒径とこの平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率とをより安定して得るためには、溶融塩槽温度の低温化が有効であり、溶融塩槽温度を５００℃未満にすることが好ましい。
　また、パーライト変態処理は熱間圧延後、室温まで冷却速度５℃／ｓ～３０℃／ｓで冷却した線材を、９５０℃以上の温度域に再加熱した後、Ｐｂ浴や塩浴に浸漬して５００℃～６００℃に保持してもよい。
　そして、これらの線材を、減面率７５％～９０％で４ｍｍφ～６ｍｍφの鋼線に伸線加工して引張強さを付与し、伸線加工後に４５０℃以上で０．５秒以上～５秒未満の時間の時効熱処理を行う。
　時効熱処理時間が０．５秒未満では、再結晶または回復が十分ではなく、高ひずみが残存する領域が多くなってしまい、結果として、鋼線の引張強さが低下する。一方、時効熱処理時間が５秒以上だと、微細なパーライトブロックを得ることができず、結果として、鋼線の耐水素脆化特性と高強度とを両立することができない。
　上述の製造方法により、製造性を低下させることなく、伸線加工性及び捻回特性を劣化させることなく、耐水素脆化特性に優れた、引張強さが１８００ＭＰａ以上の高強度鋼線を製造することができる。
　以下、本発明の鋼線の実施例を挙げ、本実施形態に係る鋼線の効果をより具体的に説明する。ただし、実施例における条件は、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、下記実施例に限定されるものではない。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、趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能である。よって、本発明は、種々の条件を採用し得、それらは何れも本発明の技術的特徴に含まれるものである。
　以下に実施例により、本発明の効果をさらに具体的に説明する。
　表１－１及び表１－２に示す化学成分からなる鋼材を用いて、表２－１及び表２－２に示す加熱温度に加熱して熱間圧延を行い、表２－１及び表２－２に示す巻取り温度にて巻取りをした。
　次いで、熱間圧延ライン後方の溶融塩槽に浸漬してパテンティング処理を行い、得られた線材を伸線加工および伸線加工後に加熱して時効熱処理を行って、鋼線を作成した。
　表２－１及び表２－２には鋼線の技術的特徴、すなわち、パーライトの面積率、面積平均により求めた鋼線の平均パーライトブロック粒径（円相当径）、微細パーライトブロックの面積率（平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有するパーライトブロックの全パーライトに占める面積率）及び鋼線の引張強さを示した。
　表２－１の試験番号２は、熱間圧延後に溶融塩槽でパテンティング処理を行わずに、ステルモアを用いて衝風冷却し、その後伸線加工及び時効熱処理を行って得られた鋼線である。この試験番号２は、パーライトの面積率が本発明の範囲を外れており、伸線加工と時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａを満たさなかった比較例である。
　試験番号７は、溶融塩温度が高く、パーライトの面積率が本発明の範囲を外れており、伸線加工と時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａを満たさなかった比較例である。
　試験番号１０は、伸線加工後の時効熱処理時間が長かったため、微細パーライトブロックの面積率が本発明の範囲を外れており、時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａを満たさなかった比較例である。
　試験番号１２は、伸線加工後の時効熱処理温度が低かったため、微細パーライトブロックの面積率が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。
　試験番号１６は、パーライトの面積率が本発明の範囲を外れたため、時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａ未満となった比較例である。
　試験番号４３は、Ｃ含有量が本発明の範囲を下回ったため、時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａ未満となった比較例である。
　試験番号４６は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を下回ったため、時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａ未満となった比較例である。
　試験番号５３は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を下回ったため、時効熱処理後の鋼線の引張強さが１８００ＭＰａ未満となった比較例である。
　表３は熱間圧延後の線材を再加熱してパテンティング処理を行った例である。表３に示した条件で再加熱、パテンティング処理、伸線加工および時効熱処理を行った。パーライトの面積率、鋼線の平均パーライトブロック粒径、微細パーライトブロックの面積率（平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率）及び鋼線の引張強さを示した。
　表３の試験番号６６は、時効熱処理温度が低かったため、微細パーライトブロックの面積率（平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の円相当径を有する微細なパーライトブロックの全パーライトに占める面積率）が、本発明の範囲を満たさなかった比較例である。
　試験番号６７は、時効熱処理時間が長く、微細パーライトブロックの面積率が本発明の範囲よりも大きいため、鋼線の引張強度が１８００ＭＰａを満たさなかった比較例である。
　試験番号６８は、時効熱処理温度が低かったため、微細パーライトブロックの面積率が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。
　表２－１、表２－２及び表３に記載した各試験番号の鋼線を用いて耐水素脆化特性を評価した。なお、引張強さが１８００ＭＰａ未満の鋼線については、必要な強度を満たしていないため、耐水素脆化特性を評価しなかった。また、鋼線の特性として、伸線加工性及び捻回特性のうちの１つ、または両方を満たさなかった鋼線については、試験番号４８及び５４を除いて、耐水素脆化特性の評価をしなかった。また、伸線加工性及び捻回特性の両方を満たしていた鋼線について、合金コストが増加するなど製造性が低下した鋼線については、耐水素脆化特性の評価をしなかった。
　耐水素脆化特性はＦＩＰ試験により評価した。５０℃の２０％のＮＨ４ＳＣＮ溶液中に各試験番号の鋼線を浸漬して、破断荷重の０．８倍の荷重を負荷し破断時間を評価した。なお、比液量は１２ｃｃ／ｃｍ２とした。ＦＩＰ試験は各試験番号につき１２本評価し、その平均値を水素脆化破断時間とした。耐水素脆化特性は鋼線の引張強さに依存するため、引張強さが１８００ＭＰａ以上の鋼線では、２０ｈｒ以上を耐水素脆化特性が良好と判定し、表４－１及び４－２中に「良」として表示した。
　また、伸線加工性については、伸線時加工時に目的の線径まで断線若しくは長手方向表層に割れが発生する縦割れが発生しない場合を「伸線加工性が良好である」と判定し、表４－１及び表４－２中に「良」として表示した。捻回特性については、チャック間距離を直径の１００倍、ねじり回転速度を５ｒｐｍ／ｍｉｎ以上の条件下で、ねじり試験により評価し、デラミネーションが発生しない場合を「捻回特性が良好である」と判定し、表４－１及び表４－２中に「良」として表示した。
　また、製造コスト評価は、合金コストを含む製鋼コストおよび圧延コストを基準とし、選択元素を含む元素の成分範囲の中心値で計算した合金コスト以下および通常の圧延条件で計算した製造コスト以下となるものを「製造コストが低い」とし、表４－１及び表４－２中に「低」として表示した。一方、表４－１及び表４－２において、合金コストなど製造コストが増加した場合は、「高」として表示し、鋼線の製造性が低下したと判定した。
　これらの結果を表４－１及び表４－２に示す。時効熱処理後の微細パーライトブロックの面積率が本発明の範囲を外れる試験番号１２、６７、６８はいずれも水素脆化特性が不良であるのに対して、本発明例である実施例はいずれも耐水素脆化特性が良好だった。
　試験番号４４は、Ｐ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号４８は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号４９は、Ｎ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号５２は、Ｓ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号５４は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号６１は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号６２は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲を上回ったため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号６５は、Ｎ含有量が本発明の範囲を下回り、平均パーライトブロック粒径が本発明の範囲を超えていたため、耐水素脆化特性が不良となった比較例である。
　試験番号４７、５０、５１、５６、５８～６０、６３及び６４は、それぞれＭｎ含有量、Ｏ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｚｒ含有量、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量が、本発明の範囲を上回ったため、伸線加工性及び捻回特性のうちの１つ、または両方を満たさなかった。そのため、耐水素脆化特性の評価が出来なかった。
　また、試験番号４５、５５及び５７は、それぞれ、Ａｌ含有量、Ｖ含有量及びＢ含有量が、本発明の範囲を上回ったため、鋼線の製造性が低下していた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明によれば、引張強さが１８００ＭＰａ以上であり、かつ伸線加工性及び捻回特性を低下させることなく、耐水素脆化特性を向上させたプレストレストコンクリートなどに用いる高強度な鋼線を、製造性を低下させることなく得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (2)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    　　Ｃ　：０．８０％～１．２０％；
    　　Ｓｉ：０．１０％～２．００％；
    　　Ｍｎ：０．２０％～１．００％；
    　　Ｐ　：０．０３０％以下；
    　　Ｓ　：０．０３０％以下；
    　　Ｏ　：０．０１００％以下；
    　　Ｎ　：０．００１０％～０．０１００％
    を含有し、選択的に、
    　　Ａｌ：０．１００％以下；
    　　Ｃｒ：２．００％以下；
    　　Ｍｏ：１．００％以下；
    　　Ｖ　：０．３０％以下；
    　　Ｂ　：０．００５０％以下；
    　　Ｔｉ：０．０５０％以下；
    　　Ｎｂ：０．０５０％以下；
    　　Ｚｒ：０．０５０%以下；
    　　Ｎｉ：２．００％以下；
    　　Ｃｕ：１．００％以下；
    　　Ｃａ：０．０１０%以下；
    　　Ｍｇ：０．０１０%以下；
    からなる群より選択される１種以上を含有し；
    残部がＦｅ及び不純物であり；
    　組織はパーライトを含み；
    　前記パーライトの面積率が９０％以上であり；
    　平均パーライトブロック粒径が円相当径で５μｍ～２０μｍであり；
    　前記平均パーライトブロック粒径の０．１倍以下の前記円相当径を有するパーライトブロックの前記パーライトに占める面積率が３％以上、３０％以下であり；
    　引張強さが１８００ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼線。
  2. 　前記化学成分として、質量％で、
    　　Ａｌ：０．００５％～０．１００％；
    　　Ｃｒ：０．０１％～２．００％；
    　　Ｍｏ：０．０１％～１．００％；
    　　Ｖ　：０．０１％～０．３０％；
    　　Ｂ　：０．０００１％～０．００５０％；
    　　Ｔｉ：０．００１％～０．０５０％；
    　　Ｎｂ：０．００１％～０．０５０％；
    　　Ｚｒ：０．００１％～０．０５０%；
    　　Ｎｉ：０．０１％～２．００％；
    　　Ｃｕ：０．０１％～１．００％；
    　　Ｃａ：０．０００１％～０．０１０%；
    　　Ｍｇ：０．０００１％～０．０１０%；
    からなる群より選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼線。
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