WO2018012625A1 - 鋼線 - Google Patents

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WO2018012625A1
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敏之 真鍋
大輔 平上
真 小此木
直樹 松井
新 磯
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire having a high strength with a tensile strength TS of 1770 MPa or more.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2016-139744 for which it applied to Japan on July 14, 2016, and uses the content here.
  • Bare steel wire drawn by drawing high carbon steel wire, or coated steel wire coated with Zn plating after drawing wire is applied to steel wire for bridge cable, PC steel wire, and various steel wire ropes. Used for various applications such as steel wire.
  • These steel wires are required to have excellent torsional characteristics (the number of twists in accordance with the wire diameter) prescribed in, for example, the standard of JIS G 3521 (hard steel wire) as an important characteristic in addition to tensile strength. .
  • the higher the strength of the steel wire the easier it is to generate a vertical crack called delamination in the torsion test of the steel wire. That is, it becomes difficult to satisfy excellent torsional characteristics as the strength of the steel wire increases.
  • Patent Document 1 proposes a steel wire in which the occurrence of delamination during twisted wire processing is suppressed as a steel wire having excellent twist characteristics.
  • Patent Document 1 discloses that the occurrence of delamination is suppressed by adjusting the surface layer hardness in the cross section of the steel wire in accordance with the wire diameter.
  • delamination is considered to occur from the weakest point in the longitudinal direction of the steel wire. Therefore, it is difficult to reliably suppress delamination only by controlling the surface layer hardness of a specific cross section.
  • Patent Document 2 discloses a hot-dip galvanized steel wire that satisfies the torsional characteristics while suppressing proeutectoid cementite by controlling the TS of the steel wire according to the Si content, Al content, and wire diameter. Has been. However, in Patent Document 2, only the tensile strength of the steel wire is controlled by the balance of the amounts of Si and Al, and the variation of the structure and mechanical properties of the steel wire for suppressing delamination is not adjusted. . Therefore, Patent Document 2 does not substantially achieve both high strength and suppression of occurrence of delamination.
  • the steel wire is required to exhibit not only delamination but also a sufficient twist value as a torsion characteristic.
  • Patent Document 3 defines the mass ratio of Ti and N, controls the half width and residual stress of the (110) plane of ferrite on the steel wire surface, and yield ratio YR (yield strength YS and tensile strength TS). It is disclosed that a steel wire free from delamination can be obtained by setting the ratio to 80% or less. However, in patent document 3, although delamination is examined, the twist value is not examined.
  • An object of the present invention is to provide a steel wire excellent in torsional characteristics that does not generate delamination and exhibits a sufficient twist value in a torsion test.
  • the inventors focused on the flow stress caused by the torsional deformation in the longitudinal direction and the circumferential direction of the steel wire to suppress the occurrence of delamination and improve the twist value. We considered making it. As a result, the non-uniformity of the outermost surface flow stress with respect to the yield stress and wire diameter of the entire steel wire is reduced, thereby reducing the non-uniformity of strain on the outermost surface due to torsional deformation and improving the torsional characteristics. As a result, the present invention has been completed. The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel wire according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.75 to 1.10%, Si: 0.10 to 1.40%, Mn: 0.10 to 1.0%, Al: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.10%, Cr: 0 to 0.60%, V: 0 to 0.10%, Nb: 0 to 0.10%, Mo: 0 to 0.20%, W: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.0030%, N: 0.0060% or less, P: 0.030% or less, S: 0 0.030% or less, and the balance is made of Fe and impurities.
  • the metal The structure contains 90% or more of drawn pearlite in area ratio, and in the region from the surface of the steel wire of the L cross section to a depth of 100 ⁇ m, the metal structure Includes the drawn pearlite with an area ratio of 70% or more, the diameter of the steel wire is D in mm, the standard deviation of the Vickers hardness of the surface of the steel wire is ⁇ HV , and the yield of the steel wire
  • the strength is defined as Rp 0.2
  • the following formula (a) is satisfied, and the tensile strength is 1770 MPa or more.
  • the steel wire according to the above (1) has the chemical composition of mass%, Al: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.001 to 0.10%, Cr: more than 0% 0.60% or less, V: more than 0%, 0.10% or less, Nb: more than 0%, 0.10% or less, Mo: more than 0%, 0.20% or less, W: more than 0%, 0
  • One or more selected from the group consisting of 50% or less, B: more than 0%, and 0.0030% or less may be contained.
  • the steel wire described in the above (1) or (2) may have a coating layer containing any one or more of Zn, Al, Cu, Sn, Mg, and Si on the surface of the steel wire.
  • the chemical composition and the metal structure of the steel wire are appropriately adjusted, and the hardness distribution on the surface of the steel wire is within an appropriate range according to the yield strength and the wire diameter of the steel wire.
  • Such steel wires are steel wires used for various ropes such as bridge cables, PC steel wires, and ACSR, as well as steel wires used mainly for applications to which twisting is applied. Useful.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the threshold value of ⁇ HV and the yield strength (Rp 0.2 ) and torsional characteristics of each steel wire having a wire diameter of 5.0 to 5.4 mm in Examples for each of the present invention examples and comparative examples. . It is a schematic diagram explaining the judgment method of the twist value in a torsion test.
  • C is an element that contributes to increasing the strength of the steel wire by increasing the cementite fraction and reducing the pearlite lamellar spacing. If the C content is less than 0.75%, it becomes difficult to create pearlite as the main structure. Therefore, the C content is set to 0.75% or more. Preferably it is 0.77% or more, More preferably, it is 0.80% or more. On the other hand, when the C content exceeds 1.10%, pro-eutectoid cementite precipitates on the wire used as the material of the steel wire, and the ductility of the wire deteriorates.
  • the C content is 1.10% or less.
  • it is 1.05% or less, More preferably, it is 1.00% or less.
  • Si 0.10 to 1.40%
  • Si is a deoxidizing element and a solid solution strengthening element for ferrite. If the Si content is less than 0.10%, sufficient hardenability during heat treatment cannot be ensured. Moreover, when galvanizing a steel wire, it becomes difficult to control the alloy layer. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more. Preferably it is 0.12% or more, more preferably 0.15% or more. On the other hand, when the Si content is excessive, decarburization during heating is promoted, and mechanical descaling properties deteriorate. In addition, the non-pearlite structure increases during patenting. Therefore, the Si content is 1.40% or less. Preferably it is 1.30% or less, More preferably, it is 1.25% or less.
  • Mn is a deoxidizing element and is an element that improves the hardenability of steel. If the Mn content is less than 0.10%, sufficient hardenability during heat treatment cannot be ensured. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more. Preferably it is 0.20% or more, more preferably 0.30% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, the pearlite transformation is delayed and it becomes difficult to obtain a desired microstructure. Therefore, the Mn content is 1.0% or less. Preferably it is 0.90% or less, More preferably, it is 0.80% or less.
  • the steel wire which concerns on this embodiment has the above-mentioned essential component, and the remainder contains Fe and an impurity fundamentally.
  • one or more selected from the group consisting of Al, Ti, Cr, V, Nb, Mo, W, and B may be contained within the range described below. That is, it contains an essential component, may contain one or more selected from the group consisting of Al, Ti, Cr, V, Nb, Mo, W, and B, and the balance may be made of Fe and impurities.
  • Al, Ti, Cr, V, Nb, Mo, W, and B are optional elements and need not be contained, so the lower limit is 0%.
  • Impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or from various environments in the manufacturing process when industrially manufacturing steel materials, and do not adversely affect the properties of the steel. Means what is allowed.
  • Al is an effective element as a deoxidizing element.
  • the Al content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more.
  • Al content is excessive, coarse hard inclusions are generated. In this case, the wire drawing workability is lowered and the stability in continuous casting is lowered. Therefore, even when it contains, Al content shall be 0.10% or less. Preferably it is 0.080% or less, More preferably, it is 0.070% or less.
  • Ti is an element that is effective as a deoxidizing element and also has an effect of fixing N in steel and improving wire drawing workability. Furthermore, Ti is an element that precipitates as Ti (C, N), functions as pinning particles, and contributes to refinement of austenite grains. When obtaining these effects, the Ti content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more. On the other hand, when the Ti content is excessive, coarse TiN is generated at the casting stage, and wire drawing workability is lowered. Therefore, even when it contains, Ti content shall be 0.10% or less. Preferably it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.025% or less.
  • Cr is a hardenability improving element. Cr is an element that improves the strength of the steel wire by reducing the lamellar spacing of pearlite. In order to obtain these effects, the Cr content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.05% or more. On the other hand, Cr is a stabilizing element of cementite. Therefore, when the Cr content is excessive, not only the time until the pearlite transformation is completed is lengthened, but pro-eutectoid cementite is easily generated. In addition, the mechanical descaling property is deteriorated. Therefore, even when it contains, Cr content shall be 0.60% or less. Preferably it is 0.50% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • V is an element that improves hardenability, and contributes to refinement of austenite grains if it precipitates as carbonitride in the austenite region, and contributes to improvement of strengthening of the steel wire if it precipitates in the ferrite region.
  • the V content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.05% or more.
  • V content when the V content is excessive, the time until the end of the pearlite transformation is lengthened, and it is difficult not only to create the required metal structure, but also the torsional characteristics of the steel wire are reduced due to precipitation strengthening of carbonitride. Therefore, even when it contains, V content shall be 0.10% or less. Preferably it is 0.085% or less, More preferably, it is 0.070% or less.
  • Nb is an element that improves hardenability, and is an element that contributes to refinement of the austenite grain size when the carbonitride acts as pinning particles.
  • the Nb content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.003% or more.
  • Nb content shall be 0.10% or less. Preferably it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
  • Mo is an element that improves the hardenability of the steel, and is an element that contributes to the refinement of the austenite grain size by the solution drag.
  • the Mo content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.03% or more.
  • Mo content shall be 0.20% or less. Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
  • W is an element that improves the hardenability of steel.
  • the W content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.06% or more.
  • W content shall be 0.50% or less. Preferably it is 0.20% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
  • B is an element that improves wire drawing workability by segregating at the grain boundaries in a solid solution state to suppress the formation of ferrite. Moreover, B is an element which has the effect
  • the B content is preferably more than 0%. More preferably, it is 0.0003% or more.
  • carbides of M 23 (C, B) 6 are precipitated at the grain boundaries, and the wire drawing workability is lowered. Therefore, even when it contains, B content shall be 0.0030% or less. Preferably it is 0.0025% or less.
  • N is an element that, when present in a solid solution state in steel, degrades the torsional characteristics of the steel wire and lowers the wire drawing workability by strain aging during wire drawing. Therefore, N is an element that should be reduced as much as possible.
  • the N content exceeds 0.0060%, the hardness variation on the surface of the steel wire becomes large, and the range defined in this embodiment cannot be satisfied. Therefore, the N content is limited to 0.0060% or less. Preferably it is 0.0040% or less.
  • the N content is preferably small, controlling the N content to less than 0.0010% significantly increases the cost in actual production and affects the control of other impurities. Therefore, considering actual production, the N content may be 0.0010% or more.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that contributes to solid solution strengthening of ferrite.
  • P is also an element that significantly reduces the ductility of the steel.
  • the P content is limited to 0.030% or less.
  • it is limited to 0.020% or less, more preferably 0.012% or less.
  • the P content is small, controlling the P content to less than 0.003% significantly increases the cost. Therefore, considering actual production, the P content may be 0.003% or more.
  • S is an element that causes red heat embrittlement and an element that lowers the ductility of steel. If the S content exceeds 0.030%, the ductility is significantly reduced. Therefore, the S content is limited to 0.030% or less. Preferably it is limited to 0.020% or less, more preferably 0.010% or less. Although it is preferable that the S content is small, controlling the S content to less than 0.003% significantly increases the cost. Therefore, in consideration of actual production, the S content may be 0.003% or more.
  • the metal structure of the steel wire according to the present embodiment is mainly drawn pearlite in which pearlite, which is a layered structure of ferrite and cementite, is elongated by drawing.
  • the drawn pearlite specifically refers to the axial length of the pearlite grains in the axial section including the axis of the steel wire (L section), that is, the L section along the drawing direction, and the vertical direction thereof.
  • the ratio to the maximum thickness (maximum axial length / maximum thickness perpendicular to the axis), that is, pearlite having an aspect ratio of 1.05 or more.
  • the metal structure may contain ferrite, pro-eutectoid cementite, bainite, or martensite as a non-pearlite structure.
  • the fraction (area ratio) of these structures increases, the torsional characteristics Decreases.
  • the drawn pearlite is 90% or more in terms of the area ratio in the region (inner region) on the axis line side from the depth of 100 ⁇ m from the surface of the steel wire having the L cross section. More preferably, it is 95% or more.
  • the drawn pearlite may be 100%.
  • ferrite, proeutectoid which is a non-pearlite structure other than wire-drawn pearlite
  • decarburization or cooling rate becoming faster than the inside during the patenting stage of the wire.
  • the fraction of cementite, bainite, or martensite tends to increase from the inside of the steel wire.
  • the area ratio of these structures increases, the hardness variation of the steel wire increases and the torsional characteristics deteriorate.
  • the drawing pearlite in the metal structure of the surface layer region of the steel wire is 70% or more by area ratio after securing the drawing pearlite in the inner region of the L cross section of the steel wire to 90% or more, preferably Is 85% or more.
  • the surface layer region of the steel wire means a region having a depth of 100 ⁇ m from the surface of the steel wire. That is, in the L cross section of the steel wire, the region from the surface of the steel wire to the depth of 100 ⁇ m is the surface layer region, and the region closer to the axial line (center side) is the internal region.
  • the area ratio of the drawn pearlite in the surface layer region is the average area ratio of the drawn pearlite in the region having a depth of 100 ⁇ m from the surface of the L cross section.
  • the area ratio of the drawn pearlite in the inner region or the surface layer region of the L cross section is obtained as follows.
  • Surface area of L cross-section position at a depth of 50 ⁇ m from the surface
  • 1/4 ⁇ D position at a depth of 1/4 of the diameter D of the steel wire from the surface
  • 1/2 ⁇ D diameter of the steel wire from the surface
  • five optical fields are observed at a magnification of 2000 using an optical microscope, and a tissue photograph of the observed visual field is taken.
  • the non-pearlite structure of the photographed image is marked and image analysis is performed, and the pearlite area ratio is measured.
  • a structure in which cementite is roughly scattered in the ferrite-only region or ferrite ground is determined to be a non-pearlite structure.
  • the ratio of the maximum length of the pearlite grains in the axial direction to the maximum thickness in the vertical direction that is, pearlite having an aspect ratio of 1.05 or more is drawn. It is judged that.
  • a value obtained by averaging the area ratios of the drawn pearlite obtained from the structure photograph of the surface layer region (position of 50 ⁇ m from the surface) is defined as the area ratio of the drawn pearlite in the surface layer region.
  • the value which averaged the area ratio of the wire drawing pearlite obtained from the structure photograph of 1 / 4xD and 1 / 2xD is made into the area rate of the wire drawing pearlite in the internal area
  • the standard deviation ⁇ HV of the Vickers hardness HV of the steel wire surface satisfies the expression (1).
  • the standard deviation of the Vickers hardness of the steel wire surface it is preferable to calculate the resulting hardness distribution relative to 500 mm 2 or more area at one point / mm 2 or more densities.
  • the standard deviation ⁇ HV of the Vickers hardness of the steel wire surface can be obtained by the following method. That is, using a portable Rockwell hardness tester, an indenter is driven perpendicular to the surface of the steel wire with a load of 5 kgf, and the hardness is measured. At that time, 800 or more dents are made at intervals of 1 mm or less with respect to the circumferential direction and the longitudinal direction of the steel wire. The obtained hardness is converted into Vickers hardness, and a standard deviation ( ⁇ HV ) is obtained based on the converted value. In the present embodiment, if the hardness remains the Rockwell hardness, the resolution of the numerical value of the variation is low, so the value converted to Vickers hardness from the conversion table is used. For steel wires that have been galvanized, the hardness variation may be measured in the same manner as described above after the galvanized layer is peeled off by dipping in a hydrochloric acid containing an inhibitor.
  • the upper limit of the tensile strength of the steel wire which concerns on this embodiment is not specifically limited, From a viewpoint of manufacturability, the upper limit of tensile strength may be about 2450 MPa.
  • the torsional characteristics are set such that delamination does not occur and the twist value is 20 times or more.
  • the torsional characteristics of a steel wire are obtained by performing a torsion test in which both ends of the steel wire are chucked and one side is rotated, and the number of twists and torque are measured.
  • the chucking interval is 100 ⁇ D (D is the wire diameter [mm]), and the torsion speed is 20 rpm.
  • D the wire diameter [mm]
  • the torsion speed is 20 rpm.
  • production of delamination can be confirmed from the form of a fracture surface.
  • the number of twists until delamination occurs or the number of twists until breakage when the delamination does not occur is taken as the twist value.
  • the diameter (wire diameter) of the steel wire according to the present embodiment is not particularly limited and may be appropriately determined according to the product application, standard, etc., but is usually about 1.5 mm to 7.0 mm.
  • the steel wire according to the present embodiment has at least one of Zn, Al, Cu, Sn, Mg, and Si on the surface of the steel carbon high steel wire having the above-described chemical composition, metal structure, and surface hardness distribution.
  • the metal may be coated. That is, the steel wire may be a coated steel wire having a coating layer containing at least one of Zn, Al, Cu, Sn, Mg, and Si on the surface of the steel wire according to the present embodiment.
  • the coating layer may be a plating layer.
  • Steel wires used for bridge cables, PC steel wires, etc. are often used with galvanized surfaces, and steel wires used for power applications such as ACSR (Aluminum Conductors Steel Reinforced) Often used in the state of being coated with Al or Cu.
  • a manufacturing method including the following steps may be applied using a steel material that satisfies the above-described component composition as a raw material. If the conditions of the chemical composition and metal structure of the steel wire and the hardness variation of the steel wire surface are within the ranges specified above, the effect can be obtained regardless of the manufacturing method. Therefore, when a process other than the process exemplified below is applied to obtain a steel wire in which the chemical composition, metal structure, and hardness variation of the steel wire surface are within the ranges specified above, the steel wire is obtained. It goes without saying that corresponds to the steel wire according to this embodiment.
  • a steel piece having the above-described chemical composition is cast and divided and rolled by a known method to produce a steel piece. Thereafter, the steel slab is heated to 1000 ° C. or higher and 1130 ° C. or lower.
  • the heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher in order to complete austenitization.
  • the heating temperature is preferably 1130 ° C. or less, and more preferably 1100 ° C. or less.
  • the holding time after reaching a predetermined heating temperature is preferably less than 30 minutes in order not to promote surface decarburization and to suppress mixing of austenite grains.
  • the steel slab after heating is subjected to rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel material.
  • the finish rolling temperature (finishing temperature) is adjusted in the range of 850 ° C. to 980 ° C.
  • the finish rolling temperature is lower than 850 ° C.
  • the austenite grains become too fine and the pearlite transformation becomes non-uniform.
  • the finish rolling temperature exceeds 980 ° C., it becomes difficult to control the austenite grains in the subsequent cooling process.
  • the rolling reduction during finish rolling is preferably 35% or more in terms of the cumulative rolling reduction in order to control the austenite grains together with cooling after winding described later.
  • Austenite grains are sufficiently recrystallized by holding the hot-rolled steel material after the hot rolling at a temperature not lower than 800 ° C. for 15 seconds or more, thereby adjusting the austenite grains.
  • the hot-rolled steel material after holding is directly immersed in a molten salt maintained at a temperature of 480 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • a hot-rolled steel material to about room temperature by blast cooling, it heats to the temperature of A3 point or more (austenite area
  • the A3 point of the steel material is known literature, for example, “Lecture / Modern Metallurgy Materials 4 Steel Materials”, p. 43 or the like.
  • a hot-rolled steel material immersed in molten salt or molten lead is drawn to obtain a steel wire having a required diameter.
  • the final pass of the wire drawing process in order to control the variation in the hardness of the steel wire surface layer, the final pass of the wire drawing process with the highest strength is important.
  • a skin pass wire drawing at a drawing speed of 5 to 30 m / min, preferably 5 to 25 m / min, and a surface reduction rate of 2.0 to 10.0%. It is effective to do.
  • the wire drawing speed exceeds 30 m / min, frictional heat generation increases and the temperature of the steel wire rises. As a result, there is a concern that ⁇ HV will increase.
  • the drawing speed is less than 5 m / min, the amount of the lubricant drawn in decreases. If the amount of lubricant drawn is reduced, there is a concern that seizure will occur or that the amount of heat generated by processing will increase and the temperature of the wire will rise, increasing ⁇ HV . Further, if the area reduction rate of the final pass (skin pass drawing) exceeds 10.0%, the effect of suppressing the hardness variation cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the area reduction is less than 2.0%, it is difficult to process the surface uniformly.
  • hot dip galvanizing, bluing, heat stretching treatment, etc. may be performed as necessary.
  • the obtained steel wire was subjected to a tensile test, a metal structure observation, a surface hardness measurement, and a torsion test.
  • ⁇ Tensile test> The tensile test of the steel wire is performed in accordance with the method described in JIS G3521, under the conditions of a chuck distance of 200 mm, a score distance of 50 mm, and a tensile speed of 10 mm / min.
  • the ratio of the maximum length of the pearlite grains in the axial direction to the maximum thickness in the vertical direction that is, pearlite having an aspect ratio of 1.05 or more is drawn. It was judged that.
  • a value obtained by averaging the drawn pearlite area ratio of each visual field obtained from the structure photograph of the surface layer region was defined as the area ratio of the drawn pearlite in the surface layer region of the L cross section.
  • tissue photograph of 1 / 4xD and 1 / 2xD was made into the area rate of the drawn pearlite in the internal area
  • ⁇ Surface hardness measurement> The hardness of the steel wire surface was measured with a portable Rockwell hardness tester. An indenter was driven perpendicular to the surface of the steel wire with a load of 5 kgf, and the hardness was measured. The hardness was obtained by making dents of 800 points or more at intervals of 1 mm or less with respect to the circumferential direction and the longitudinal direction of the steel wire. In FIG. 1, an example of the external appearance photograph of the steel wire surface of the steel wire which finished indenter is shown. Each hardness obtained was converted to Vickers hardness, and the standard deviation ( ⁇ HV ) was determined from the converted value.
  • a standard deviation threshold value corresponding to the right side of the equation (1) was determined from the yield strength value and the wire diameter (steel wire diameter) obtained in the tensile test. And the dispersion
  • ⁇ Torsion test> The torsional characteristics of each steel wire are evaluated by performing a torsion test in which both ends of the steel wire are chucked and rotated on one side in accordance with the torsion test method of JIS G 3521, and the number of twists and torque are measured. went. The form of the fracture surface was also confirmed.
  • the chucking interval was 100 ⁇ D (D is the wire diameter [mm]), and the torsion speed was 20 rpm.
  • Table 3 shows the characteristics of each steel wire obtained.
  • Examples 1 to 22 are examples of steel wires that satisfy the conditions defined in the present invention (examples of the present invention), and it was confirmed that all of these were excellent in torsional characteristics.
  • test No. of the comparative example For x1 to x19, the production conditions including the chemical composition and the wire drawing conditions are not appropriate, and the metal structure and / or surface hardness variation conditions deviated from the range defined in the present invention. As a result, good torsional characteristics could not be obtained.
  • FIG. 2 shows a ⁇ HV threshold (value on the right side of (1)) of a steel wire having a wire diameter in the range of 5.0 to 5.4 mm among each of the present invention examples and comparative examples in the examples. And the relationship between yield strength and twisting characteristics is shown.
  • ⁇ indicates that no delamination occurs and the twist value is 20 times or more
  • X indicates that the twist value is less than 20 times. From FIG. 2, it is clear that high strength and excellent torsional characteristics can be obtained within the range defined by the present invention.

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Abstract

この鋼線は所定の化学組成を有し、前記鋼線の軸線を含む軸方向に沿ったＬ断面の前記鋼線の表面から１００μｍの深さよりも軸線側の領域において、金属組織が、面積率で、９０％以上の伸線パーライトを含み、前記Ｌ断面の前記鋼線の前記表面から１００μｍの深さまでの領域において、金属組織が、面積率で、７０％以上の伸線パーライトを含み、前記鋼線の直径を単位ｍｍでＤ、前記鋼線の前記表面のビッカース硬さの標準偏差をσＨＶ、前記鋼線の降伏強度をＲｐ０．２と定義した場合に、σＨＶ＜（－９５００×ｌｎ（Ｄ）＋３００００）×ｅｘｐ（－０．００３×Ｒｐ０．２）を満たし、引張強度ＴＳが１７７０ＭＰａ以上である。

Description

鋼線
　本発明は、引張強度ＴＳが１７７０ＭＰａ以上の高強度を有する鋼線に関する。
　本願は、２０１６年０７月１４日に、日本に出願された特願２０１６－１３９７４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　高炭素鋼線材に伸線加工を施した裸のままの鋼線、あるいは線材を伸線後にＺｎめっきなどで被覆した被覆鋼線は、橋梁ケーブル用鋼線やＰＣ鋼線、各種鋼線ロープに用いられる鋼線等、種々の用途に用いられる。これらの鋼線では、重要な特性として、引張強さのほかに、例えばＪＩＳ　Ｇ　３５２１（硬鋼線）の規格に規定されるねじり特性（線径に応じたねじり回数）が優れることが求められる。
　しかしながら、一般に、高強度の鋼線ほど鋼線のねじり試験においてデラミネーションと呼ばれる縦割れが発生しやすくなる。すなわち、高強度の鋼線ほど優れたねじり特性を満足することが困難となる。
　上記課題に関し、特許文献１では、優れたねじり特性を有する鋼線として、撚り線加工中のデラミネーション発生が抑制された鋼線が提案されている。特許文献１では、線径に応じて鋼線の横断面における表層硬度を調整することによって、デラミネーション発生が抑制されることが開示されている。
　しかしながら、デラミネーションは、鋼線の長手方向のうち、最も弱い点から発生すると考えられる。そのため、特定の横断面の表層硬度を制御するだけでは、確実にデラミネーションを抑制することは困難である。
　特許文献２には、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量と線径とに応じて、鋼線のＴＳを制御することにより、初析セメンタイトを抑制しながらねじり特性を満足させる溶融亜鉛めっき鋼線が開示されている。しかしながら、特許文献２では、Ｓｉ、Ａｌ量のバランスによって鋼線の引張強度を制御しているだけであり、デラミネーションを抑制するための鋼線の組織や機械的特性のばらつきを調整していない。そのため、特許文献２は実質的に高強度とデラミネーションの発生抑制とを両立させたものではない。
　また、従来、デラミネーションの発生を抑制すれば、ねじり特性は向上すると考えられていた。しかしながら、本発明者らは、デラミネーションが発生しなくても、破断までのねじり回数（捻回値）が低くなる場合があることを見出した。そのため、構造物の安全性を考慮すると、鋼線には、ねじり特性として、デラミネーションが発生しないことだけではなく、十分な捻回値を示すことが求められる。
　特許文献３には、ＴｉとＮとの質量比を規定し、鋼線表面のフェライトの（１１０）面の半値幅及び残留応力を制御し、降伏比ＹＲ（降伏強さＹＳと引張強さＴＳとの比）を８０％以下とすることによって、デラミネーションの発生しない鋼線が得られることが開示されている。
　しかしながら、特許文献３では、デラミネーションについては検討されているものの、捻回値については検討されていない。
日本国特許第３９８４３９３号公報 日本国特許第３０３６３９３号公報 日本国特許第４３７７７１５号公報
　本発明は以上の事情を背景としてなされた。本発明の課題は、ねじり試験において、デラミネーションが発生せずかつ十分な捻回値を示す、ねじり特性に優れた鋼線を提供することである。
　本発明者らは、デラミネーションの発生挙動に関して、鋼線の長手方向及び周方向のねじり変形による流動応力（ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ）に着目して、デラミネーションの発生を抑制し、かつ捻回値を向上させることを検討した。その結果、鋼線全体の降伏応力と線径とに対し、最表層の流動応力の不均一性を低減させることにより、ねじり変形による最表面でのひずみの不均一性が低減され、ねじり特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る鋼線は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．７５～１．１０％、Ｓｉ：０．１０～１．４０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ａｌ：０～０．１０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００３０％、を含有し、Ｎ：０．００６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、に制限され、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記鋼線の軸線を含む軸方向に沿ったＬ断面の前記鋼線の表面から１００μｍの深さよりも軸線側の領域において、金属組織が、面積率で、９０％以上の伸線パーライトを含み、前記Ｌ断面の前記鋼線の前記表面から１００μｍの深さまでの領域において、金属組織が、面積率で、７０％以上の前記伸線パーライトを含み、前記鋼線の直径を単位ｍｍでＤ、前記鋼線の前記表面のビッカース硬さの標準偏差をσＨＶ、前記鋼線の降伏強度をＲｐ０．２と定義した場合に、下記の（ａ）式を満たし、引張強度が１７７０ＭＰａ以上である。
σＨＶ　＜ （－９５００×ｌｎ（Ｄ）＋３００００）×ｅｘｐ（－０．００３×Ｒｐ０．２）・・・（ａ）
（２）上記（１）に記載の鋼線は、前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：０％超、０．６０％以下、Ｖ：０％超、０．１０％以下、Ｎｂ：０％超、０．１０％以下、Ｍｏ：０％超、０．２０％以下、Ｗ：０％超、０．５０％以下、Ｂ：０％超、０．００３０％以下、からなる群から選択される一種以上を含有してもよい。
　上記（１）または（２）に記載の鋼線は、前記鋼線の表面上に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｓｉのいずれか一種以上を含む被覆層を有してもよい。
　本発明において、降伏強度ＹＳには、０．２％耐力（Ｒｐ０．２）を採用する。
　本発明の上記態様によれば、鋼線の化学組成と金属組織とを適切に調節するとともに、鋼線表面の硬度分布を、鋼線の降伏強度と線径とに応じた適切な範囲内に抑えることによって、良好なねじり特性を有する鋼線が得られる。このような鋼線は、橋梁ケーブル、ＰＣ鋼線、ＡＣＳＲなど各種ロープ用等の用途に使用される鋼線や、そのほか、主としてねじり（捻回）が付与される用途で使用される鋼線として有用である。
鋼線表面について硬度測定を行った後の鋼線表面の写真である。 実施例における線径５．０～５．４ｍｍの鋼線のσＨＶの閾値および降伏強度（Ｒｐ０．２）とねじり特性との関係を、本発明例及び比較例のそれぞれについて示すグラフである。 ねじり試験における捻回値の判断方法を説明する模式図である。
　以下に、本発明の一実施形態に係る鋼線（本実施形態に係る鋼線）について、詳細に説明する。
＜化学組成＞
　先ず本実施形態に係る鋼線における化学組成（成分組成）の限定理由について説明する。以下、各化学成分について用いられる％は、全て質量％を意味する。
［Ｃ：０．７５～１．１０％］
　Ｃは、セメンタイト分率を増加させるとともに、パーライトのラメラー間隔を微細化させることによって、鋼線の高強度化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．７５％未満では、主要な組織としてパーライトを作りこむことが困難となる。そのため、Ｃ含有量は０．７５％以上とする。好ましくは０．７７％以上、より好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると、鋼線の素材となる線材に初析セメンタイトが析出して、線材の延性が悪化する。この場合、線材から鋼線を製造する際の伸線加工が困難となると共に、鋼線の延性も劣化する。そのため、Ｃ含有量を１．１０％以下とする。好ましくは１．０５％以下、より好ましくは１．００％以下である。
［Ｓｉ：０．１０～１．４０％］
　Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、フェライトの固溶強化元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では熱処理時の十分な焼入れ性が確保出来なくなる。また、鋼線に亜鉛めっきを行う場合には、合金層の制御が困難となる。そのため、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、加熱時の脱炭が促進され、メカニカルデスケーリング性が悪化する。また、パテンティング時に非パーライト組織が増加する。そのため、Ｓｉ含有量を、１．４０％以下とする。好ましくは１．３０％以下、より好ましくは１．２５％以下である。
［Ｍｎ：０．１０～１．０％］
　Ｍｎは脱酸元素であって、かつ鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であると熱処理時の十分な焼入れ性が確保出来ない。そのため、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、パーライト変態が遅延し、所望のミクロ組織を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量を１．０％以下とする。好ましくは０．９０％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
　本実施形態に係る鋼線は、上述の必須成分を有し、残部がＦｅ及び不純物を含むことを基本とする。しかしながら、上記各元素の他、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、及びＢからなる群から選択される１種以上を、以下に説明する範囲内で含有していてもよい。すなわち、必須成分を含有し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、及びＢからなる群から選択される１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなってもよい。Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、及びＢは任意元素であり、必ずしも含有させる必要はないので下限は０％である。
　また、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［Ａｌ：０～０．１０％］
　Ａｌは脱酸元素として有効な元素である。この作用を得る場合、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大な硬質介在物が生成する。この場合、伸線加工性が低下する上、連続鋳造での安定性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ａｌ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０７０％以下である。
［Ｔｉ：０～０．１０％］
　Ｔｉは脱酸元素として有効であるとともに、鋼中のＮを固定して伸線加工性を向上させる作用がある元素である。さらに、Ｔｉは、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）として析出して、ピニング粒子として機能し、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。これらの作用を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、鋳造段階で粗大なＴｉＮが生成し、伸線加工性が低下する。そのため、含有させる場合でもＴｉ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２５％以下とする。
［Ｃｒ：０～０．６０％］
　Ｃｒは焼入れ性向上元素である。またＣｒはパーライトのラメラー間隔を微細化することによって鋼線の強度を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｒはセメンタイトの安定化元素である。そのため、Ｃｒ含有量が過剰になると、パーライト変態が終了するまでの時間が長くなるばかりでなく、初析セメンタイトが生成され易くなる。また、メカニカルデスケーリング性が悪化する。そのため、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を０．６０％以下とする。好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。
［Ｖ：０～０．１０％］
　Ｖは焼入れ性向上元素であるとともに、オーステナイト域で炭窒化物として析出すればオーステナイト粒微細化に寄与し、フェライト域で析出すれば鋼線の強化向上に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、Ｖ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。
　一方、Ｖ含有量が過剰になるとパーライト変態終了までの時間が長くなり、求められる金属組織の作りこみが困難となるだけではなく、炭窒化物の析出強化により鋼線のねじり特性が低下する。そのため、含有させる場合でもＶ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０８５％以下、より好ましくは０．０７０％以下とする。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
　Ｎｂは焼入れ性向上元素であるとともに、その炭窒化物がピニング粒子として作用することによって、オーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．００３％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、パーライト変態終了までの時間が長くなり、求められる金属組織の作りこみが困難となる。そのため、含有させる場合でもＮｂ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下とする。
［Ｍｏ：０～０．２０％］
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、ソリュートドラッグによりオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、パーライト変態終了までの時間が長くなり、求められる金属組織の作りこみが困難となる。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下とする。
［Ｗ：０～０．５０％］
　Ｗは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｗ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．０６％以上である。
　一方、Ｗ含有量が過剰になると、パーライト変態終了までの時間が長くなり、求められる金属組織の作りこみが困難となる。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下とする。
［Ｂ：０～０．００３０％］
　Ｂは、固溶状態で粒界に偏析してフェライトの生成を抑制することによって伸線加工性を向上させる元素である。また、Ｂは、ＢＮとして析出することによって固溶Ｎ量を低下させる作用を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｂ含有量を０％超とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００３％以上である。
　一方、Ｂ含有量が過剰になると、粒界にＭ２３（Ｃ，Ｂ）６の炭化物が析出し、伸線加工性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。
　本実施形態に係る鋼線においては、不純物のうち、Ｎ、Ｐ、Ｓは特に有害であるため、以下のように含有量を制限する必要がある。
［Ｎ：０．００６０％以下］
　Ｎは、鋼中に固溶状態で存在すれば、鋼線のねじり特性を劣化させる上、伸線加工中のひずみ時効により伸線加工性を低下させる元素である。そのため、Ｎは出来るだけ低減させるべき元素である。Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、鋼線表面の硬度ばらつきが大きくなり、本実施形態で規定する範囲を満たせなくなる。そのため、Ｎ含有量を０．００６０％以下に制限する。好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は少ない方が好ましいが、０．００１０％未満にＮ含有量を制御することは、実製造ではコストが著しく増加し、かつその他の不純物の制御に影響を及ぼす。そのため、実製造を考慮すると、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐは、フェライトの固溶強化に寄与する元素である。しかしながら、同時に、Ｐは鋼の延性を大幅に低下させる元素でもある。特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、延性の低下に伴って線材から鋼線に伸線加工する際の伸線加工性の低下が著しくなる。したがってＰ含有量は、０．０３０％以下に制限する。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１２％以下に制限する。
　Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、０．００３％未満にＰ含有量を制御すると、コストが著しく上昇する。そのため、実製造を考慮すると、Ｐ含有量を０．００３％以上としてもよい。
［Ｓ：０．０３０％以下］
　Ｓは、赤熱脆性を引き起こす元素であるとともに、鋼の延性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、延性の低下が著しくなる。そのため、Ｓの含有量は０．０３０％以下に制限する。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下に制限する。
　Ｓ含有量は少ない方が好ましいが、０．００３％未満にＳ含有量を制御すると、コストが著しく上昇する。そのため、実製造を考慮すると、Ｓ含有量を０．００３％以上としてもよい。
＜鋼線の金属組織＞
　本実施形態に係る鋼線においては、化学組成を前述のように調整すると同時に、金属組織を適切な組織とすることが、ねじり特性向上のために有効である。
　本実施形態に係る鋼線の金属組織は、フェライトとセメンタイトとの層状組織であるパーライトが引抜き加工により伸長化した、伸線パーライトを主体とする。ここで伸線パーライトとは、具体的には、鋼線の軸線を含む軸方向の断面（Ｌ断面）、すなわち引き抜き方向に沿ったＬ断面において、パーライト粒の軸方向の最大長さとその垂直方向の最大厚みとの比率（軸方向最大長さ／軸に垂直方向の最大厚み）、すなわちアスペクト比が１．０５以上のパーライトを指す。金属組織には、伸線パーライト以外に、非パーライト組織として、フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトまたはマルテンサイトが存在する場合があるが、これらの組織の分率（面積率）が増加すると、ねじり特性が低下する。そのため、伸線パーライトを上記のＬ断面の鋼線の表面から１００μｍの深さよりも軸線側の領域（内部領域）における面積率で９０％以上とする。より好ましくは９５％以上とする。伸線パーライトは１００％でもよい。
　一方、鋼線の表層部分では、線材のパテンティング段階で、脱炭が起こったり冷却速度が内部に比べて速くなったりすることによって、伸線パーライト以外の非パーライト組織である、フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト、あるいはマルテンサイトの分率が鋼線内部よりも増加する傾向を示す。
　しかしながら、これらの組織の面積率が高くなると、鋼線の硬度ばらつきが増大し、ねじり特性が低下する。そのため、前記のように鋼線のＬ断面の内部領域で伸線パーライトを９０％以上に確保した上で、鋼線の表層領域の金属組織における伸線パーライトを、面積率で７０％以上、好ましくは８５％以上とする。本実施形態において、鋼線の表層領域とは、鋼線の表面から深さが１００μｍまでの領域を意味する。すなわち、鋼線のＬ断面において、鋼線の表面から深さ１００μｍまでの領域が表層領域、それよりも軸線側（中心側）の領域が内部領域である。
　また、表層領域の伸線パーライトの面積率は、前記Ｌ断面の、表面から深さが１００μｍまでの領域内の伸線パーライトの平均面積率とする
　具体的には、Ｌ断面の内部領域または表層領域における伸線パーライトの面積率は、以下のように求める。
　Ｌ断面の表層領域（表面から深さ５０μｍの位置）、１／４×Ｄ（表面から鋼線の直径Ｄの１／４深さの位置）、１／２×Ｄ（表面から鋼線の直径Ｄの１／２深さの位置）において、光学顕微鏡を用いて倍率２０００倍で各５視野観察し、観察した視野の組織写真を撮影する。撮影された写真の非パーライト組織をマーキングして画像解析を行い、パーライト面積率を測定する。ここで、フェライトのみの領域、フェライト地にセメンタイトが粗大に散乱しているような組織は非パーライト組織であると判断する。また、パーライト粒の軸方向の最大長さとその垂直方向の最大厚みとの比率（軸方向最大長さ／軸に垂直方向の最大厚み）、すなわちアスペクト比が１．０５以上のパーライトを伸線パーライトであると判断する。
　表層領域（表面から５０μｍの位置）の組織写真から得られた伸線パーライトの面積率を平均した値を、表層領域における伸線パーライトの面積率とする。
　また、１／４×Ｄ、１／２×Ｄの組織写真から得られた伸線パーライトの面積率を平均した値を、Ｌ断面の内部領域での伸線パーライトの面積率とする。
＜鋼線表面の硬度のばらつき＞
　鋼線表面の硬度は、ねじり変形時の流動応力（ｆｌｏｗ　ｓｔｒｅｓｓ）に影響すると考えられる。すなわち、鋼線表面の硬度にばらつきが生じれば、ねじり変形を加えた際に加わるひずみが不均一となる。この不均一さが、デラミネーションが発生したり、少ないねじり回数で破断が生じる（捻回値が低下する）原因となると考えられる。本発明者等が実験及び検討を重ねた結果、鋼線表面のビッカース硬さＨＶのばらつきとして標準偏差（σＨＶ）を用いた場合、鋼線の直径（Ｄ［ｍｍ］）及び降伏強度（Ｒｐ０．２）に応じて、σＨＶが下記（１）式を満たせば、ねじり変形が加えられた際のデラミネーションの発生及び捻回値の低下を確実に抑制し得ることを見出した。
σＨＶ　＜（－９５００×ｌｎ（Ｄ）＋３００００）×ｅｘｐ（－０．００３×Ｒｐ０．２）・・・（１）
　そこで、本実施形態に係る鋼線では、鋼線表面のビッカース硬さＨＶの標準偏差σＨＶが、（１）式を満たすことを規定した。ここで、鋼線表面のビッカース硬さの標準偏差は、１点／ｍｍ２以上の密度で５００ｍｍ２以上の面積に対して得られた硬度分布から算出することが好ましい。
　具体的には、鋼線表面のビッカース硬さの標準偏差σＨＶは以下の方法で求めることができる。
　すなわち、ポータブルロックウェル硬さ試験機を用いて鋼線の表面に対し荷重５ｋｇｆで垂直に圧子を打ち込み、硬度を測定する。その際、鋼線の周方向、長手方向に対し１ｍｍ以内の間隔で、８００点以上の打痕を行う。得られた硬度をビッカース硬さに換算し、換算した値に基づいて標準偏差（σＨＶ）を求める。
　本実施形態では、硬度がロックウェル硬度のままであると、ばらつきの数値の分解能が低いので、換算表からビッカース硬さに換算した値を用いる。
　鋼線が亜鉛めっきを施されているものについては、インヒビターを入れた塩酸に浸漬することによって亜鉛めっき層を剥離した後、前述と同様に硬度ばらつきを測定すればよい。
＜引張強度＞
　引張強度ＴＳが１７７０ＭＰａ以上の高強度鋼線では、デラミネーションが発生し易い。そのため、本実施形態では引張強度ＴＳが１７７０ＭＰａ以上の高強度鋼線を対象とする。本実施形態に係る鋼線の引張強度の上限は特に限定されないが、製造容易性の観点から、引張強度の上限は２４５０ＭＰａ程度であってもよい。
＜鋼線のねじり特性＞
　本実施形態に係る鋼線では、ねじり特性として、デラミネーションが発生せずかつ捻回値が２０回以上であることを目標とする。
　鋼線のねじり特性は、鋼線の両端をチャッキングして片側を回転させるねじり試験を行い、そのねじり回数とトルクとを測定することで求める。ねじり試験においてチャッキングの間隔は１００×Ｄ（Ｄは線径［ｍｍ］）とし、ねじり速度は２０ｒｐｍとする。
　図３に示すように、デラミネーションと呼ばれる縦割れが発生すると、トルクが低下する。そのため、トルクを測定することでデラミネーションの発生の有無が判断できる。また、破面の形態からデラミネーションの発生が確認できる。
　本実施形態では、デラミネーションが発生するまでのねじり回数、あるいはデラミネーションが発生せずに破断に至った場合には破断までのねじり回数を捻回値とする。
　本実施形態に係る鋼線の径（線径）は、特に限定されず、製品用途や規格等に応じて適宜決定すればよいが、通常は、１．５ｍｍ～７．０ｍｍ程度である。
　さらに本実施形態に係る鋼線は、前述のような化学組成、金属組織、表面硬度分布を有する鋼炭素高鋼線の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ，Ｍｇ、Ｓｉのいずれか一種以上の金属が被覆されたものであってもよい。すなわち、鋼線が、本実施形態に係る鋼線の表面上に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｓｉのいずれか一種以上を含む被覆層を有する被覆鋼線であってもよい。被覆層はめっき層であってもよい。
　橋梁ケーブル、ＰＣ鋼線等に用いられる鋼線は、表面に亜鉛めっきを施して使用されることが多く、またＡＣＳＲ（Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ　Ｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ　Ｓｔｅｅｌ　Ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ）等の電力用途などに用いられる鋼線は、表面にＡｌやＣｕなどが被覆された状態で使用されることが多い。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼線を製造するためには、前述の成分組成条件を満たす鋼材を素材として、例えば以下の工程を含む製造方法を適用すればよい。
　鋼線の化学組成や金属組織、鋼線表面の硬度ばらつきの各条件が上記で規定する範囲内であれば、製造方法によらず効果が得られる。したがって、下記に例示するプロセス以外のプロセスを適用して、化学組成、金属組織、鋼線表面の硬度ばらつきの各条件が上記で規定する範囲内である鋼線が得られた場合、その鋼線は本実施形態に係る鋼線に相当することはいうまでもない。
　先ず、前述の化学組成の鋼材を公知の方法で、鋳造、分塊圧延して、鋼片を製造する。その後、この鋼片を１０００℃以上、１１３０℃以下に加熱する。加熱温度は、オーステナイト化を完了させるために１０００℃以上とすることが好ましい。また、オーステナイト粒の粗大化と混粒化とを抑制するために加熱温度は１１３０℃以下が好ましく、１１００℃以下がより好ましい。また、所定の加熱温度に到達した後の保持時間は、表層の脱炭を促進させないために、またオーステナイト粒の混粒化を抑制するために、３０分未満が好ましい。
　前記加熱後の鋼片について、粗圧延及び仕上げ圧延を行い、熱延鋼材を得る。この際、仕上げ圧延の温度（仕上げ温度）を８５０℃～９８０℃の範囲で調整する。仕上げ圧延温度が８５０℃を下回るとオーステナイト粒が微細化し過ぎてパーライト変態が不均一となる。一方、仕上げ圧延温度が９８０℃を超えると、その後の冷却過程でオーステナイト粒の制御が難しくなる。また、仕上げ圧延時の圧下率は、後述の巻取り後の冷却と合わせてオーステナイト粒を制御するため、累積圧下率で３５％以上とすることが好ましい。
　前記熱間圧延後の熱延鋼材を、８００℃を下回らない温度で１５秒間以上保定を行うことによって、オーステナイト粒を十分再結晶させ、オーステナイト粒を調整する。
　次いで、保定後の熱延鋼材を４８０℃以上、５８０℃以下の温度に保持された溶融ソルトに直接浸漬を行う。あるいは、熱延鋼材を衝風冷却により室温程度まで冷却した後、Ａ３点以上（オーステナイト領域）の温度まで加熱を行った後、４８０℃以上、６００℃以下の溶融鉛に浸漬する。鋼材のＡ３点は公知の文献、例えば「講座・現代の金属学　材料編４　鉄鋼材料」，ｐ．４３等に記載されている回帰式から求めることができる。
　溶融ソルトまたは溶融鉛に浸漬した熱延鋼材に、伸線加工を施して所要の径の鋼線とする。伸線加工に際し、鋼線表層の硬度のばらつきを制御するには、最も強度が高くなる伸線加工の最終パスが重要である。具体的には、伸線加工の最終パスとして、５～３０ｍ／ｍｉｎ、好ましくは５～２５ｍ／ｍｉｎの伸線速度で、かつ減面率が２．０～１０．０％であるスキンパス伸線を行うことが有効である。
　伸線速度が、３０ｍ／ｍｉｎ超であると、摩擦発熱が大きくなり、鋼線の温度が上昇する。その結果、σＨＶが大きくなることが懸念される。一方、伸線速度が５ｍ／ｍｉｎ未満であると潤滑剤の引き込み量が低下する。潤滑剤の引き込み量が低下すると、焼付きが発生したり、加工発熱量が増加して線材の温度が上昇し、σＨＶが大きくなることが懸念される。
　また、最終パス（スキンパス伸線）の減面率が、１０．０％超では硬度ばらつきを抑制する効果が十分に得られない。一方、減面率が２．０％未満では均一に表面を加工することが難しくなる。
　伸線加工の後、溶融亜鉛めっきやブルーイング、ヒートストレッチング処理などを必要に応じて実施してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例に示される条件は、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例に過ぎず、本発明は、これらの条件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。
　表１に示す鋼種Ａ～Ｔの化学組成を有する鋼片を、表２に示す条件で、加熱、圧延、熱処理、伸線加工に供し鋼線を製造した。表中ＤＬＰは、溶融塩による圧延後の直接パテンティング（Ｄｉｒｅｃｔ ｉｎ－Ｌｉｎｅ Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ）、ＬＰは、鉛パテンティングを示す。表２の保定時間は、８００℃以上での保定時間を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼線に対し、引張試験、金属組織観察、表面硬度測定、ねじり試験を行った。
＜引張試験＞
　鋼線の引張試験は、ＪＩＳ　Ｇ３５２１に記載の方法に準拠し、チャック間距離２００ｍｍ、評点間距離５０ｍｍ、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で行い、引張強度ＴＳ、降伏強さＹＳ（０．２％耐力Ｒｐ０．２）を測定した。
＜金属組織観察＞
　Ｌ断面の表層領域（表面から深さ５０μｍの位置）、１／４×Ｄ（表面から鋼線の直径Ｄの１／４深さの位置）、１／２×Ｄ（表面から鋼線の直径Ｄの１／２深さの位置）において、光学顕微鏡を用いて倍率２０００倍で各５視野観察し、観察した視野の組織写真を撮影した。撮影された写真の非パーライト組織をマーキングして画像解析を行い、伸線パーライト面積率を測定した。その際、フェライトのみの領域、フェライト地にセメンタイトが粗大に散乱しているような組織は非パーライト組織であると判断した。また、パーライト粒の軸方向の最大長さとその垂直方向の最大厚みとの比率（軸方向最大長さ／軸に垂直方向の最大厚み）、すなわちアスペクト比が１．０５以上のパーライトを伸線パーライトであると判断した。
　表層領域の組織写真から得られた各視野の伸線パーライト面積率を平均した値を、Ｌ断面の表層領域における伸線パーライトの面積率とした。
　また、１／４×Ｄ、１／２×Ｄの組織写真から得られたパーライト面積率を平均した値を、Ｌ断面の内部領域での伸線パーライトの面積率とした。
＜表面硬度測定＞
　鋼線表面の硬度の測定は、ポータブルロックウェル硬さ試験機で行った。鋼線の表面に対し荷重５ｋｇｆで垂直に圧子を打ち込み、硬度を測定した。硬度は、鋼線の周方向、長手方向に対し１ｍｍ以内の間隔で、８００点以上の打痕を行って求めた。図１に、圧子を打ち終えた鋼線の鋼線表面の外観写真の一例を示す。
　得られた各硬度をビッカース硬さに換算し、換算した値から標準偏差（σＨＶ）を求めた。
　また引張試験で得られた降伏強さの値と線径（鋼線の直径）とから、前記（１）式の右辺に相当する標準偏差の閾値をもとめた。そして、これらの値を比較することにより鋼線表面の硬度のばらつきを評価した。
　また、鋼線が亜鉛めっきを施されているものについては、インヒビターを入れた塩酸に浸漬することによってめっき層を剥離し、前述と同様に硬度ばらつきを測定した。
＜ねじり試験＞
　各鋼線のねじり特性の評価は、ＪＩＳ Ｇ ３５２１のねじり試験方法に準拠して鋼線の両端をチャッキングして片側を回転させるねじり試験を行い、そのねじり回数とトルクとを測定することによって行った。また、破面の形態についても確認した。ねじり試験においてチャッキングの間隔は１００×Ｄ（Ｄは線径［ｍｍ］）とし、ねじり速度は２０ｒｐｍとした。
　デラミネーションが発生するまでのねじり回数、あるいはデラミネーションが発生せずに破断に至った場合には、破断までのねじり回数を捻回値とし、デラミネーションが発生せずかつ捻回値が２０回以上である場合に、ねじり特性に優れると判断した。
　表３に得られた各鋼線の特性を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表３に示している試験Ｎｏ．１～２２は、本発明で規定する各条件を満たす鋼線についての例（本発明例）であり、これらは、いずれもねじり特性に優れることが確認された。
　一方、比較例の試験Ｎｏ．ｘ１～ｘ１９は、いずれも化学組成または伸線加工条件をはじめとする製造条件が適切ではなく、金属組織及び／又は表面硬度ばらつき条件が、本発明で規定する範囲から外れた。その結果、良好なねじり特性を得られなかった。
　図２には、実施例における各本発明例、各比較例のうち、線径が５．０～５．４ｍｍの範囲内にある鋼線のσＨＶ閾値（前記（１）の右辺の値）および降伏強度と捻回特性との関係を示す。図２において、○印はデラミネーションの発生が無く捻回値が２０回以上であったことを表し、×印は捻回値が２０回未満であったことを表している。図２から、本発明で規定する範囲内であれば、高強度でかつ優れたねじり特性が得られることが明らかである。
　以上、本発明の好ましい実施形態および実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能である。

Claims (3)

  1. 　鋼線であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．７５～１．１０％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．４０％、
    　Ｍｎ：０．１０～１．０％、
    　Ａｌ：０～０．１０％、
    　Ｔｉ：０～０．１０％、
    　Ｃｒ：０～０．６０％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　Ｍｏ：０～０．２０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    を含有し、
    　Ｎ：０．００６０％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    に制限され、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　前記鋼線の軸線を含む軸方向に沿ったＬ断面の前記鋼線の表面から１００μｍの深さよりも軸線側の領域において、金属組織が、面積率で、９０％以上の伸線パーライトを含み、
    　前記Ｌ断面の前記鋼線の前記表面から１００μｍの深さまでの領域において、金属組織が、面積率で、７０％以上の前記伸線パーライトを含み、
    　前記鋼線の直径を単位ｍｍでＤ、前記鋼線の前記表面のビッカース硬さの標準偏差をσＨＶ、前記鋼線の降伏強度をＲｐ０．２と定義した場合に、下記の（１）式を満たし、
    　引張強度が１７７０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする鋼線。
    σＨＶ　＜ （－９５００×ｌｎ（Ｄ）＋３００００）×ｅｘｐ（－０．００３×Ｒｐ０．２）・・・（１）
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
    　Ｃｒ：０％超、０．６０％以下、
    　Ｖ：０％超、０．１０％以下、
    　Ｎｂ：０％超、０．１０％以下、
    　Ｍｏ：０％超、０．２０％以下、
    　Ｗ：０％超、０．５０％以下、
    　Ｂ：０％超、０．００３０％以下、
    からなる群から選択される一種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼線。
  3. 　前記鋼線の表面上に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｓｉのいずれか一種以上を含む被覆層を有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼線。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020256140A1 (ja) 2019-06-19 2020-12-24 日本製鉄株式会社 線材
WO2022220238A1 (ja) * 2021-04-15 2022-10-20 東京製綱株式会社 熱処理鋼材および鋼材の熱処理方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112020006562T5 (de) * 2020-06-15 2023-01-12 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Federstahldraht
CN112301277A (zh) * 2020-10-12 2021-02-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种微钛过共析钢轨及其制备方法
CN112280938A (zh) * 2020-10-12 2021-01-29 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种微钙过共析钢轨及其制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3036393B2 (ja) 1994-03-03 2000-04-24 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性溶融めっき鋼線、及びその製造方法
US20040118486A1 (en) * 2002-12-18 2004-06-24 Zelin Michael Gregory High strength, high carbon steel wire
JP2005163082A (ja) * 2003-12-01 2005-06-23 Kobe Steel Ltd 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線材
JP3984393B2 (ja) 1999-05-27 2007-10-03 新日本製鐵株式会社 デラミネーションの発生しない高張力鋼線およびその製造方法
WO2008093466A1 (ja) * 2007-01-31 2008-08-07 Nippon Steel Corporation 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法
JP4377715B2 (ja) 2004-02-20 2009-12-02 株式会社神戸製鋼所 捻回特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
WO2010150537A1 (ja) * 2009-06-25 2010-12-29 新日本製鐵株式会社 耐食性と疲労特性に優れた橋梁用高強度Ｚｎ－Ａｌめっき鋼線及びその製造方法
JP2013249492A (ja) * 2012-05-30 2013-12-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 捻回特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼線
WO2015186801A1 (ja) * 2014-06-04 2015-12-10 新日鐵住金株式会社 鋼線
JP2016139744A (ja) 2015-01-28 2016-08-04 Tdk株式会社 コイル装置

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001271138A (ja) * 2000-03-27 2001-10-02 Nippon Steel Corp 延性の優れた高強度高炭素鋼線
JP3983218B2 (ja) * 2003-10-23 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法
EP2557191B1 (en) * 2010-04-08 2016-07-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Wire material for saw wire and method for producing same
WO2016063867A1 (ja) * 2014-10-20 2016-04-28 新日鐵住金株式会社 伸線加工性および伸線加工後のコイル成形性に優れた軸受用鋼線材

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3036393B2 (ja) 1994-03-03 2000-04-24 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性溶融めっき鋼線、及びその製造方法
JP3984393B2 (ja) 1999-05-27 2007-10-03 新日本製鐵株式会社 デラミネーションの発生しない高張力鋼線およびその製造方法
US20040118486A1 (en) * 2002-12-18 2004-06-24 Zelin Michael Gregory High strength, high carbon steel wire
JP2005163082A (ja) * 2003-12-01 2005-06-23 Kobe Steel Ltd 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線材
JP4377715B2 (ja) 2004-02-20 2009-12-02 株式会社神戸製鋼所 捻回特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
WO2008093466A1 (ja) * 2007-01-31 2008-08-07 Nippon Steel Corporation 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法
WO2010150537A1 (ja) * 2009-06-25 2010-12-29 新日本製鐵株式会社 耐食性と疲労特性に優れた橋梁用高強度Ｚｎ－Ａｌめっき鋼線及びその製造方法
JP2013249492A (ja) * 2012-05-30 2013-12-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 捻回特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼線
WO2015186801A1 (ja) * 2014-06-04 2015-12-10 新日鐵住金株式会社 鋼線
JP2016139744A (ja) 2015-01-28 2016-08-04 Tdk株式会社 コイル装置

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LECTURES, MODERN METALLURGY, MATERIALS VOL. 4, FERROUS MATERIALS, vol. 4, pages 43
See also references of EP3486345A4

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020256140A1 (ja) 2019-06-19 2020-12-24 日本製鉄株式会社 線材
WO2022220238A1 (ja) * 2021-04-15 2022-10-20 東京製綱株式会社 熱処理鋼材および鋼材の熱処理方法

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