WO1995026422A1 - Materiau a base de fil d'acier a haute resistance, presentant d'excellentes caracteristiques de fatigue, et fil d'acier a haute resistance - Google Patents
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- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
Definitions
- the present invention relates to high-strength and high-ductility ultra-fine steel wires such as steel cords and belt cords used for reinforcing rubber and organic materials such as tires, belts and hoses, and high-strength materials such as ropes and PC wires.
- ultra-fine high-carbon steel wire drawn by steel cord or the like is usually hot-rolled as necessary, then adjusted and cooled, and the wire rod with a diameter of 4.0 to 5.5 mm is subjected to primary drawing and then final patentability. After the brazing process, it is manufactured by final wet drawing. Many of such ultra-fine steel wires are used as steel cords after being subjected to a twisted wire twist such as two or five. The characteristics that these keys should have
- Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 60-204845 discloses that the Mn content is restricted to less than 0.3%.
- Ultra-fine wires having a small number of wires and high strength and high toughness and high carbon steel wires for steel cord are disclosed, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-24046 discloses that the Si content is reduced.
- a high toughness and high ductility ultrafine wire is disclosed, in which the tensile strength of the lead-patterned material is increased by setting the content to 1.0% or more to reduce the draw ratio.
- JP 5 0 - In 7 1 5 0 7 discloses the non-metallic inclusions in A 1 2 0 3, S i 0 2, scan Bae Satai preparative area in the ternary phase diagram M n O It has been proposed to improve the wire drawability of the product by carrying out the method, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 50-81907 discloses that harmful inclusions can be eliminated by controlling the amount of A 1 added to the molten steel. A method of reducing drawbacks and improving drawability is disclosed.
- Japanese Patent Publication No. 57-352443 discloses that, with regard to the production of steel cord with a non-ductile inclusion index of 20 or less, carrier gas (inert Gas) along with the Ca 0
- carrier gas inert Gas
- an alloy containing one or more of Ca, Mg, and REM is blown, and then inclusions are softened after pre-deoxidation.
- the present invention has been achieved for the purpose of providing a wire and a steel wire having high strength, high ductility, and excellent fatigue characteristics, which could not be achieved by a conventional steel wire.
- High-strength steel wire with excellent fatigue characteristics characterized by an aspect ratio of 10% or more for 70% or more.
- FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the ratio of nonmetallic inclusions having an aspect ratio of 10 or more and the fatigue strength of a steel wire.
- FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the form of non-metallic inclusions between a hot-rolled wire and a drawn wire.
- FIG. 3 is a view showing a method of measuring an aspect ratio of a nonmetallic inclusion.
- FIG. 4 is a view showing a suitable nonmetallic inclusion composition of the present invention.
- FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the melting point of nonmetallic inclusions in steel and the amount of nonductile nonmetallic inclusions in the billet.
- Fig. 6 shows the relationship between the appropriate ratio of nonmetallic inclusions, wire drawing workability, and fatigue properties.
- FIG. 7 is a diagram showing a method of determining a fatigue limit.
- the present invention has been achieved based on knowledge completely different from the conventional knowledge of nonmetallic inclusions.
- a nonmetallic inclusion composition suitable for high carbon steel wire rod typified by steel cord it is desirable that a composition with a low melting point should be easy to elongate at the time of wire rod drawing. It has been. This is based on the finding that non-metallic inclusions with a low melting point composition generally undergo plastic deformation at about one-half of the melting point. The object was said to be deformable and harmless.
- the present invention is based on the following findings with respect to the conventional findings.
- the CaO—MnO—Si02-A12O3 system is inevitable due to deoxidation and slag refining during melting. It becomes a nonmetallic inclusion.
- the region of the appropriate nonmetallic inclusion composition is simply determined only by the melting point of the nonmetallic inclusion, as is clear from the phase diagram of FIG. 4, for example, the region of 140 ° C or less is obtained. Will be multiple.
- the melting point of the primary crystal phase is 1255 In addition to crystallize the 7 A 1 0, it is La, and the precipitated phase is 1 6 0 5 ° C and high melting point melting point C a O * A l 2 0 3 and 1 5 3 5 ° C 3 C a 0 ⁇ A 10 appears.
- the most suitable non-metallic inclusion composition as a piece for high-carbon steel wire rods represented by steel cord not only has a low melting point as an average composition, but also has the precipitation due to solidification. It is more advantageous that the composition of the phase also has a low melting point. That is, in the present invention, it is necessary to consider not only the melting point as an average composition but also the melting point as a precipitation phase, and it is necessary to further control the composition within this range. It is based on.
- the present invention focuses on the aspect ratio of non-metallic inclusions in wire and steel wire, and this ratio is 4 or more for wire and 10 or more for steel wire.
- the present invention achieves the present invention by realizing a non-metallic inclusion having extremely excellent workability, which is not described above.
- C is an economical and effective strengthening element, but is also an effective element for reducing the amount of precipitation of this proeutrite. Therefore, in order to increase the ductility with ultrafine wires having a tensile strength of 3500 MPa or more, C must be 0.7% or more, but if it is too high, the ductility decreases and the drawability deteriorates. Therefore, the upper limit is 1.1%.
- Si is an element necessary for the deoxidation of steel, so when its content is too low, the deoxidizing effect becomes insufficient.
- Si forms a solid solution with the graphite phase in the pearlite formed after the heat treatment and increases the strength after patenting, but on the other hand, decreases the ductility of the finelite and decreases the ductility of the ultrafine wire after drawing. To 1.5% or less.
- Mn it is desirable to add a small amount of Mn in order to secure the hardenability of steel. However, the addition of a large amount of Mn causes segregation, and during the patterning, a supercooled structure such as bainite and martensite is generated, which impairs the subsequent drawability.
- Ni also has the same effect as Cr, so when Ni is added, the amount of Ni added is expected to be the effect, and when the amount of Ni is too large, the ductility of the ferrite phase is reduced.
- the upper limit is 1.0%
- Cu is an element that improves the corrosion fatigue characteristics of the wire
- the added amount should be of such an extent that the effect can be expected. If Cu is added too much, the ferrite phase will be increased.
- the upper limit is set to 0.8% because the ductility of the steel is reduced.
- the content of S is set to 0.02% or less to ensure ductility, and P also impairs the ductility of the wire similarly to S, so the content is set to 0.02% or less. It is desirable that
- nonmetallic inclusion composition of the present invention For nonmetallic inclusions in steel wire, the lower the inclusion melting point, the more nonmetallic It is well known that inclusions have large elongation and are effective in preventing wire breakage during wire rod rolling.
- the composition of the non-metallic inclusions of the piece was below the melting point of 1500 ° C as viewed from the MnO + Ca0, Sio2, A12 S3 quaternary system.
- the proportion of nonmetallic inclusions that have elongated after slab-rolling from flakes to billets and during the wire drawing process sharply increases.
- the composition of the non-metallic inclusions in the piece is shown in Fig. 4 by using the ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇ , It is effective to control the area I to be enclosed.
- the fatigue properties improve as the proportion of the composition in region I of Fig. 4 increases.
- the proportion of the material existing in the region I is around 80%, the improvement of the fatigue characteristics is almost saturated. Therefore, it is necessary that 80% or more of the counted nonmetallic inclusions exist in the region I of FIG.
- Fig. 1 shows the relationship between the ratio of nonmetallic inclusions with an aspect ratio of 10 or more in the wire and the fatigue properties (the value obtained by dividing the fatigue strength obtained by the hunter fatigue test by the tensile strength). . As shown in Fig.
- the fatigue strength of the steel wire increases as the percentage of inclusions with an aspect ratio of 10 or more in the steel wire increases, and the percentage of the wire increases by 70%. Almost saturated at more than%. Therefore, the aspect ratio of 70% or more of the inclusions in the steel wire is set to 10 or more.
- the aspect ratio of inclusions is as follows: when there is an inclusion having a length L in the wire drawing direction, when there is an inclusion within a distance of 2 L, The two inclusions are connected to determine the aspect ratio.
- the effect of the shape of such non-metallic inclusions is that the tensile strength is 2800-1200 0 g D (MPa, where D is the wire diameter equivalent to a circle.
- the tensile strength is particularly large in the above cases, so that the tensile strength is preferably in the range of 2800 to 120,000 gD or more.
- the tensile strength is less than TS-261 + 1010X (Cmass%)-140MPa, the effect of stretching the inclusion during wire drawing is reduced.
- microstructure after hot rolling is a bainite structure
- 70% or more must be a bainite structure in order to improve fatigue characteristics.
- wire drawing process may be either a drawing process or a single-mouth die.
- the balance between the strength and ductility when the true strain is processed is 3.4 or more and 4.2 or less. The best. If it is less than ⁇ (530 + 980xmass%)-50 ⁇ MPa, it is not possible to obtain a sufficient tensile strength after wire drawing. When it is more than ⁇ (530 + 980 X Cmass%) + 50 ⁇ MPa, the strength is high, but a large amount of payinite structure appears in the pearlite structure. The work hardening rate in the inside decreases, the ultimate strength at the same area reduction decreases, and the ductility also decreases. Therefore, the tensile strength in the patenting process is reduced.
- These wires are manufactured either by dry or wet drawing or a combination, but the surface can be plated to minimize the wear of the dies during the drawing process. Desirably, these platings are economically desirable, such as brass plating, Cu plating, and Ni plating, but other platings may be used.
- the stranded wire processing that will be performed later will be performed.
- the stranded wire can be provided with ductility enough to withstand the torsion, it is possible to manufacture a steel cord having excellent fatigue characteristics in both a strand and a stranded wire.
- the steel After exiting the converter, the steel was subjected to a secondary refining treatment to adjust the components to the molten steel composition shown in Table 1, and then to a forging by a continuous forging method to produce a piece of 300 ⁇ 500 mm.
- the strip was bulk-rolled to produce a billet, hot-rolled to 5.5 ⁇ , adjusted, and cooled to produce a 5.5 mm0 wire rod.
- Conditioned cooling was carried out by Stellmore cooling.
- This 5.5 mm0 wire was formed into a 1.2 to 2.0 mm0 wire by wire drawing and intermediate patenting (Tables 2 and 3).
- Tables 2 and 3 show the wire diameter during patenting, the tensile strength after patenting, and the final wire diameter after wire drawing in the production of each steel wire. As shown.
- the fatigue characteristics in Table 4 are measured by measuring the fatigue strength in a hunter fatigue test, and ⁇ indicates that the fatigue strength is 0.33 or more, and ⁇ indicates that the fatigue strength is 0.3 or more. X when less than 0.3. Also, tired The labor intensity measured using a Hunter fatigue test, and the intensity ⁇ fatigue strength and fatigue strength not break at 1 0 6 following iteration.
- Steels 1 to 12 in the table are the present invention steels, and steels 13 to 17 are comparative steels ⁇
- Comparative steel 13 has a steel composition outside the range of the present invention and the same manufacturing method.
- ⁇ Comparative steel 14 has a steel composition within the range of the present invention, and the percentage of nonmetallic inclusions in the piece is lower than that of the present invention.
- the other method of manufacturing the wire is the same as the method of the present invention.
- Comparative steel 15 had the same steel composition and non-metallic inclusion composition, and the case where pro-eutectoid cementite appeared in the controlled cooling after hot rolling.
- Comparative steel 16 is the case where the steel composition and the nonmetallic inclusion composition are the same as those of the present invention, and the tensile strength of the final patenting material is higher than the claims.
- Comparative steel 17 has the same steel composition and non-metallic inclusion composition as the present invention, and the drawing reduction after the final patenting treatment is larger than the present invention.
- Comparative Steel 13 the steel composition is different from that of the steel of the present invention, so that a strength of 400 OMPa or more was not obtained.
- Comparative Steel 14 a strength of 400 OMPa or more was obtained, but the composition of nonmetallic inclusions in the piece was different from that of the steel of the present invention. Not been.
- Table 5 shows the chemical composition of the wire of the present invention and the comparative wire
- wires having the components shown in Table 5 were formed into wires having a diameter of 0.02 to 4.0 mm by the steps of wire drawing and patenting shown in Tables 6 and 7. zz
- Table 6 shows the compatibility of the aspect ratio of nonmetallic inclusions in the hot-rolled wire used.
- Table 7 shows the precision ratio of the aspect ratio of the final tire prepared according to the process shown in Table 6.
- the steels 18 to 39 of the present invention had a tensile strength of 2 if the aspect ratio of nonmetallic inclusions of 70% or more in the hot-rolled wire rod was 4 or more.
- 8 0 0-1 2 0 O x Log D (MPa)
- the aspect ratio of the inclusions of 70% or more of the interference can be 10 or more.
- Table 7 shows the results of a fatigue test of these keys. Fatigue tests were performed using a Hunter-Fatigue tester when the wire diameter was 1 mm or less, and a Nakamura-type fatigue tester when the wire diameter exceeded 1 mm. Result. The case where the value obtained by dividing the obtained fatigue limit strength by the tensile strength was 0.3 or more was represented by ⁇ , and the case where the value was less than 0.3 was represented by X.
- Comparative steel wires 40 to 44 can be obtained when the form of the nonmetallic inclusion is different from that of the steel wire of the present invention.
- the steel of the present invention makes it possible to obtain a wire exhibiting a tensile strength of at least 280-1200 log D (MPa) and excellent fatigue properties.
- the comparative steel wire has the same tensile strength as the steel of the present invention, but is inferior in fatigue characteristics to the steel wire of the present invention.
- a secondary refining treatment was performed to adjust the components to the molten steel composition shown in Table 8, and then a continuous forging process was performed to produce a piece of 300 ⁇ 500 mm.
- this piece was bulk-rolled to produce a billet, hot-rolled to 4.0 to 7.0 mm0, adjusted and cooled, and a wire rod was produced. Conditioning cooling was performed by Stellmore cooling.
- This wire was formed into a wire of 1.2 to 2, Omm0 by wire drawing and intermediate patenting (Tables 9 and 10).
- Table 9 and Table 10 show the wire diameter during the patenting process, the tensile strength after the patenting process, and the final wire diameter after the wire drawing process in the production of each steel wire.
- the fatigue characteristics in Table 11 indicate the fatigue strength in the hunter fatigue test. The measurement was performed. The case where the fatigue strength was 0.33 or more of the tensile strength was represented by ⁇ , the case where the fatigue strength was 0.3 or more was represented by ⁇ , and the case where the fatigue strength was less than 0.3 was represented by X.
- Steels 45 to 55 in the table are steels of the present invention, and steels 56 to 60 are comparative steels.
- Comparative steel 5 6 is the case where the steel composition is out of the range of the present invention and the manufacturing method is the same Comparative steel 57 has a steel composition within the range of the present invention, but has a lower non-metallic inclusion ratio in the piece than the method of the present invention, and the other method of producing wires is the same as the method of the present invention.
- Comparative steel 58 had the same steel composition and non-metallic inclusion composition, and the case where pro-eutectoid cementite appeared in the controlled cooling after hot rolling.
- Comparative steel 59 has the same steel composition and nonmetallic inclusion composition as the present invention, and the tensile strength of the final patenting material is higher than that of the present invention.
- Comparative steel 60 has the same steel composition and non-metallic inclusion composition as the present invention, and the drawing reduction after the final patenting treatment is greater than the present invention.o
- the wire manufactured using the steel of the present invention has a strength of more than 350 MPa and an excellent fatigue life, while the comparative steel 56 has C Since it is less than 0.9%, the steel component is different from that of the steel of the present invention, so that the strength of 350 MPa or more is not obtained.
- Comparative Steel 57 Although the strength of 3500 MPa or more was obtained, since the composition of the nonmetallic inclusions in the specimen was different from that of the steel of the present invention, good results were obtained in the fatigue characteristics. Absent.
- the melting point as an average composition but also the melting point as a precipitated phase is taken into consideration, and a more specific composition is taken into consideration.
- the aspect ratio of nonmetallic inclusions in the wire and the steel wire which is 4 or more for the wire and 10 or more for the steel wire, an unprecedented extreme Non-metallic inclusions with good workability can be realized, high strength and high ductility can be obtained, and a high-strength steel wire and steel wire having a good balance of high tensile strength and excellent fatigue properties can be obtained.
Description
明 細 書 疲労特性の優れた高強度鋼線材および高強度鋼線 技術分野
本発明はタイヤ、 ベルト、 ホースなどのゴムおよび有機材料の捕 強用に使用されているスチールコー ド、 ベルトコ一ドなどの高強度 で高延性の極細鋼線やロープ、 P Cワイヤなどの高強度の鋼線に使 用される疲労特性の傻れた高強度鋼線材および高強度鋼線に関する C 背景技術
一般にスチールコー ドなど伸線された高炭素鋼極細線は、 通常必 要に応じて熱間圧延した後に調整冷却した直径 4 . 0〜 5 . 5 mmの 線材を一次伸線加工後、 最終パテンティ ング処理を行ない、 その後 ブラスメ ッキ処理をへて最終湿式伸線加工により製造されている。 このような極細鋼線の多く は、 2本撚り、 5本撚りなどの撚り線加 ェを施した状態でスチールコー ドとして使用されている。 これらの ヮィャが具備すべき特性として
ィ . より高強度であること
口. 高速伸線性が優れていること、
ハ. 疲労特性が傻れていること、
二. 高速撚り線性が傻れること
等が上げられる。
このため、 従来から要望に応じた高品質の鋼材が開発されている, 例えば、 特開昭 6 0 — 2 0 4 8 6 5号公報には、 M n含有量を 0 . 3 %未満に規制して鉛パテンティ ング後の過冷組織の発生を抑え、 C , S i , M n等の元素量を規制することによって、 撚り線時の断
線が少なく高強度および高靱延性の極細線およびスチールコー ド用 高炭素鋼線材が開示されており、 また、 特開昭 6 3 — 2 4 0 4 6号 公報には、 S i含有量を 1 . 0 0 %以上とすることによって鉛パテ ンティ ング材の引張強さを高く して伸線加工率を小さ く した高靱性 高延性極細線用線材が開示されている。
また、 一方でこれらの特性に悪影響を与えるものの一つと して硬 質の酸化物系非金属介在物があげられる。
一般的に酸化物系介在物の中でも A 1 2 0 3 ， S i 0 2 , C a 0 , T i 0 2 , M g O等の単組成の介在物は硬度も高く非延性である。 従つて伸線性に優れた高炭素鋼線材製造のためには、 溶鋼の清浄性 を高めるとともに、 酸化物系介在物を低融点化し軟質化する必要が める。
この様に鋼の清浄度を上げ、 非延性介在物の軟質化を図る方法と して、 特公昭 5 7 — 2 2 9 6 9号公報に示される伸線性の良好な高 炭素鋼線材用鋼の製造法及び特開昭 5 5 — 2 4 9 6 1号公報に示さ れる極細線の製造方法が示されているが、 これらの技術の基本思想 は、 A l 2 0 a - S i 0 2 - M n 0の三元系の酸化物系非金属介在 物の組成制御によるものである。
—方、 特開昭 5 0 — 7 1 5 0 7号公報では、 非金属介在物を A 1 2 0 3 ， S i 0 2 , M n Oの三元状態図におけるスぺーサータイ ト領 域にすることによって製品の伸線性を改善することが提案され、 又 特開昭 5 0 — 8 1 9 0 7号公報では溶鋼中に添加する A 1量を規制 することによつて有害な介在物を減少せしめて、 伸線性を改善する 方法を開示されている。
また、 特公昭 5 7 — 3 5 2 4 3号公報においては、 非延性介在物 指数 2 0以下のスチールコー ド製造に関し、 A 1 完全規制の下で取 鍋溶鋼内にキャ リ アーガス （不活性ガス） と共に C a 0含有フラ ッ
クスを吹込み、 予備脱酸した後、 C a， M g， R E Mの一種または 二種以上を含む合金を吹込み介在物を軟質化する方法が提案されて いる。
しかしながら、 さ らに高強度、 高延性、 高疲労強度の鋼線が求め られるようになった。 発明の開示
本発明は、 従来の鋼線では達成し得なかった高強度でかつ高延性 で、 疲労特性の優れた線材および鋼線を提供することを目的と して 達成されたものである。
その要旨とするところは下記のとおりである。
( 1 ) m a s s %で、
C 0 7 1. 1 %、
S i 0 1 1. 5 %、
M n 0 1 1. 5 %、
P 0 0 2 %以下、
S 0 0 2 以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O : 4〜 6 0 %、 S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であることを特徴とする高強度 熱間圧延線材。
( 2 ) m a s s %で、
C 0. 7 〜 1. 1 %、
S i 0. 1 〜 1. 5 %、
M n 0. 1 〜 1. 5 %、
P . 0. 0 2 %以下、
s 0. 0 2 %以下、
C r 0. 3 %以下、
N i 1. 0 %以下、
C u 0. 8 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O : 4〜 6 0 %, S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であることを特徴とする高強度 熱間圧延線材。
( 3 ) 前記熱間圧延線材の組織として、 該組織の 9 5 %以上がパー ラィ ト組織からなる （ 1 ) または （ 2 ) 記載の高強度熱間圧延線材, ( 4 ) 前記熱間圧延線材の組織と して、 該組織の 7 0 %以上がベー ナイ ト組織からなる （ 1 ) または （ 2 ) 記載の高強度熱間圧延線材< ( 5 ) 前記熱間圧延線材の引張り強さが、 2 6 1 + 1 0 1 0 X (C mass¾)— 1 4 0 M P a以上、 2 6 1 + 1 0 1 0 x ( Cmass¾)+ 2 4 O MP a以下である （ 1 ) から （ 4 ) のいずれかに記載の高強度熱 間圧延線材。
( 6 ) m a s s %で、
C ： 0. 7〜 1. 1 %、
S i ： 0. 1〜 1. 5 %、
M n ： 0. 1〜 1. 5 %、
P : 0. 0 2 %以下、
S : 0. 0 2 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + Mn O : 4〜 6 0 %, S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であり、 かつ該非金属介在物の
7 0 %以上が、 ァスぺク ト比 ： 1 0以上であることを特徴とする疲 労特性の優れた高強度鋼線。
( 7 ) m a s s %で、
C ： 0. 7〜 1. 1 %、
S i ： 0. 1 〜； I . 5 %、
M n ： 0. 1 〜 1. 5 %、
P : 0. 0 2 %以下、
S : 0. 0 2 %以下、
C r ： 0. 3 %以下、
N i ： 1. 0 %以下、
C u ： 0. 8 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O +Mn O ： 4〜
6 0 %. S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であり、 かつ該非金属介在物の
7 0 %以上が、 アスペク ト比 ： 1 0以上であることを特徴とする疲 労特性の優れた高強度鋼線。
( 8 ) 前記鋼線の組織として、 該組織の 9 5 %以上がパーライ ト組 織からなる （ 6 ) または （ 7 ) 記載の疲労特性の優れた高強度鋼線,
( 9 ) 前記鋼線の組織と して、 該組織の 7 0 %以上がベーナイ ト組 織からなる （ 6 ) または （ 7 ) 記載の疲労特性の優れた高強度鋼線, 図面の簡単な説明
第 1 図は、 ァスぺク ト比 1 0以上の非金属介在物の割合と鋼線の 疲労強度の関係を示す図である。
第 2図は、 熱間圧延線材と伸線ワイヤの非金属介在物形態の関係 を示す図である。
第 3図は、 非金属介在物のァスぺク ト比の測定方法を示す図であ る
第 4図は、 本発明の適正非金属介在物組成を示す図である。
第 5図は、 鋼中非金属'介在物融点とビレツ 卜での非延性非金属介 在物量との関係を示す図である。
第 6図は、 非金属介在物適正割合と伸線加工性および疲労特性と の関係である。
第 7図は、 疲労限の決定方法を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、 従来の非金属介在物の知見とは全く別異なる知見に基 づいて達成されたものである。 従来より、 スチールコー ドに代表さ れる高炭素鋼線材用铸片に適した非金属介在物組成と して、 線材圧 延時に伸延し易いものと して、 単に融点が低い組成が望ま しいとさ れてきた。 これは、 低融点組成の非金属介在物は、 一般に融点の 1 / 2程度の温度で塑性変形するとの知見によるもので、 これまでは 単純に融点さえ低ければ圧延時の加工によって、 非金属介在物は変 形し無害化できるとされていた。 この従来の知見に対して本発明で は以下の知見に基づいている。
本発明のスチールコー ドに代表される高炭素鋼線材では、 溶製の 際の脱酸およびスラグ精鍊によって、 必然的に C a O— M n O— S i 0 2 - A 1 2 O 3 系非金属介在物となる。 この際、 単純に非金属 介在物の融点のみで適正な非金属介在物組成の領域を決定すると、 第 4図の状態図からも明らかなように、 例えば 1 4 0 0 °C以下の領 域は複数存在することになる。
しかし、 この状態図では図面には示されていないが、 低 S i 0 2 含有の領域では、 初晶相として融点が 1 4 5 5 °Cである 1 2 C a O
7 A 1 0 を晶出する以外に、 さ らに、 析出相と して融点が 1 6 0 5 °Cと高融点である C a O * A l 2 0 3 および 1 5 3 5 °Cの 3 C a 0 · A 1 0 が出現する。 このため、 スチールコー ドに代表さ れる高炭素鋼線材用铸片と して、 最適なる非金属介在物組成は、 単 に平均組成と しての融点が低いだけでなく、 凝固に伴う これら析出 相の組成も低融点である組成とする方が有利である。 すなわち、 本 発明では、 平均組成と して融点が低いだけでなく、 析出相と しての 融点をも考慮して、 この中でさ らに特定の組成範囲に制御する必要 があるとの知見に基づいて成されたものである。
ざらに、 上記の非金属介在物を前提と して、 本発明は線材および 鋼線における非金属介在物のアスペク ト比に注目 して、 これが線材 で 4以上、 鋼線で 1 0以上なる従来にない、 極端に加工性の良好な 非金属介在物を実現し、 本発明を達成したものである。
以下、 本発明の限定理由について、 詳細に説明する。
先ず本発明の組成及び非金属介在物の限定理由について説明する < なお、 以下に示す％は全て m a s s %表示である。
本発明の鋼組成の限定理由は下記の通りである。
Cは経済的かつ有効な強化元素であるが、 この初析フヱライ 卜の 析出量低下にも有効な元素である。 従って、 引張強さ 3 5 0 0 M P a以上の極細線とし延性を高めるためには Cは 0 . 7 %以上とする ことが必要であるが、 高すぎると延性が低下し伸線性が劣化するの でその上限は 1 . 1 %とする。
S i は鋼の脱酸のために必要な元素であり、 従ってその含有量が あまりに少ないとき、 脱酸効果が不十分になる。 また、 S i は熱処 理後に形成されるパーライ ト中のフヱライ ト相に固溶しパテンティ ング後の強度を上げるが、 反面フニライ トの延性を低下させ伸線後 の極細線の延性を低下させるため 1 . 5 %以下とする。
M nは鋼の焼き入れ性を確保するために小量の M nを添加するこ とが望ま しい。 しかし、 多量の M nの添加は偏析を引き起こ しパテ ンティ ングの際にべイナイ ト、 マルテンサイ トという過冷組織が発 生しその後の伸線性を害するため 1 . 5 %以下とする。
本発明のような過共析鋼の場合、 パテンティ ング後の組織におい てセメ ンタイ 卜のネッ トワークが発生しやすくセメ ンタイ 卜の厚み のあるものが析出しやすい。 この鋼において高強度高延性を実現す るためには、 パーライ トを微細にし、 かつ先に述べたようなセメ ン タイ トネッ トワークや厚いセメ ンタイ トを無くす必要がある。 C r はこのようなセメ ンタイ 卜の異常部の出現を抑制しさ らに、 パーラ ィ トを微細にする効果を持っている。 しかし、 多量の添加は熱処理 後のフェライ ト中の転移密度を上昇させるため、 引き抜き加工後の 極細線の延性を著しく害することになる。 従って、 C rを添加する 場合、 その添加量はその効果が期待できる程度と し、 フユライ ト中 の転移密度を増加させ延性を害することの無い 0 . 3 %以下とする,
N i も C r と同じ効果があるため、 N i を添加する場合、 その添 加量はその効果が期待できる程度と し、 N i も添加量が多くなり過 ぎるとフェライ ト相の延性を低下させるので上限を 1 . 0 %とする,
C uは線材の腐食疲労特性を向上させる元素であるので、 C uを 添加する場合、 その添加量はその効果が期待できる程度と し、 C u も添加量が多く なり過ぎるとフ ェライ ト相の延性を低下させるので 上限を 0 . 8 %とする。
従来の極細鋼線と同様に、 延性を確保するため Sの含有量を 0 . 0 2 %以下と し、 Pも Sと同様に線材の延性を害するのでその含有 量を 0 . 0 2 %以下とするのが望ま しい。
次に、 本発明の非金属介在物組成の限定理由について説明する。 鋼線中の非金属介在物は、 介在物融点が低い方が加工時の非金属
介在物の伸びが大き く線材圧延加工時の断線防止に有効な事は従来 力、ら知られている。
しかし、 伸線加工を行ったままの状態で使用するスチールコー ド などにおいて非金属介在物の及ぼす疲労特性への影響は明確ではな カヽつた
本発明者らが研究を進めた結果、 疲労特性を大き く低下させる原 因として伸線加工中に形成される非変形非金属介在物近傍のクラ ッ クの存在がある。 従って、 伸線ワイヤの疲労特性を向上させること を考えた場合、 铸片中に含まれる非金属介在物を変形しやすいもの にする必要がある。
第 5図に示すように、 铸片の非金属介在物組成を、 M n O + C a 0， S i O 2 , A 1 2 Ο 3 四元系で見た融点 1 5 0 0 °C以下の組成 にすると、 铸片からビレツ トに分塊圧延後、 および伸線加工過程に おいて伸びた非金属介在物の割合が急増する。 このように铸片中の 非金属介在物組成を調整することで、 伸線加工ワイャの延性および 疲労特性が向上する。 そこで、 延性のある非金属介在物を増加させ るために铸片、 線材の非金属介在物組成を第 4図のィ、 口、 ハ、 二、 ホ、 へ、 ト、 チ、 リ、 ヌで囲まれる領域 I に制御することが有効で ある。
第 4図の領域 I に隣接し、 かつ融点が 1 5 0 0 °C以下の領域があ るが、 しかし、 この状態図では図面には示されていないが、 低 S i 0 2 含有の領域では、 初晶相として融点が 1 4 5 5 °Cである 1 2 C a 0 - 7 A 1 2 0 3 を晶出する以外に、 さらに、 析出相として融点 力く 1 6 0 5 °Cと高融点である C a 0 · A 1 2 0 3 および 1 5 3 5 °C の 3 C a O · A 1 2 O 3 の伸線時に断線の原因となる硬質な高融点 相が凝固時に析出するので非金属介在物組成と しては望ま しく ない, 本発明者らが研究を進めた結果、 第 6図に示すように、 非金属介在
物組成が第 4図の領域 I に存在する割合が増えるに従って疲労特性 は向上する。 また、 領域 I に存在する割合が 8 0 %近傍で疲労特性 の向上がほぼ飽和する。 従って、 第 4図の領域 I には計数される非 金属介在物の 8 0 %以上が存在する必要がある。
さ らに、 本発明者らは、 伸線加工したワイヤの介在物の形態に着 目 し、 ワイヤ疲労特性を低下させる原因と して非金属介在物の近傍 に形成されるクラ ッ クを抑制することを考え、 介在物の形状をワイ ャの長手方向に伸びた形状とすることで、 非金属介在物を起因とす るクラ ック先端における応力集中を緩和し、 疲労特性を向上させる ワイヤを考案した。 第 1 図にワイヤ中のァスぺク ト比が 1 0以上の 非金属介在物の割合と疲労特性 （ハンター疲労試験により求めた疲 労強度を引張強さで割った値） の関係を示す。 第 1 図に示されるよ うに、 同一ワイヤ強度において鋼線中のァスぺク ト比が 1 0以上の 介在物の割合が大きくなるに従って鋼線の疲労強度が高くなり、 割 合が 7 0 %以上でほぼ飽和する。 従って、 鋼線中の介在物の 7 0 % 以上のァスぺク ト比が 1 0以上とする。
また、 第 2図より、 伸線過程でァスぺク ト比が 1 0以上となる非 金属介在物とするためには、 熱間圧延過程での介在物のァスぺク ト 比を 4以上に調整する必要があることがわかる。
ここで介在物のァスぺク ト比は第 3図に示すように、 伸線方向に 長さ Lを持つ介在物があった場合に、 距離 2 L内に介在物が存在す る場合、 この二つの介在物は繋がっているものと してァスぺク ト比 を求めるものである。
また、 前述の第 1図では、 このような非金属介在物の形状の効果は 引張強さが 2 8 0 0 — 1 2 0 0 1 0 g D ( M P a、 ただし Dは円 相当の線径を表す） 以上の場合に特に大きく なるので、 好ま しく は 引張強さは 2 8 0 0 — 1 2 0 0 1 0 g D以上の範囲とする。
また、 疲労特性を向上させた熱間圧延材とするためには、 その組 織の 9 5 %以上をパーライ ト組織に調整する必要がある。 この時、 引張強さが T S - 2 6 1 + 1 0 1 0 X ( Cmass%) - 1 4 0 M P a未満の時は伸線加工の際に介在物を伸ばす効果が少なくなる。 引 張強さが T S = 2 6 1 + 1 0 1 O x ( C mass%) + 2 4 0 M P a を越えた場合には、 パーライ ト組織を 9 5 %以上とするのが困難と なる。 従って、 パーライ ト組織の場合の引張強さを
2 6 1 + 1 0 1 0 X ( C mass%) - 1 4 0 M P a以上
2 6 1 + 1 0 1 0 x ( Cmass%) + 2 4 0 M P a以下
とする。
また、 熱間圧延後の組織をべイナィ ト組織とする場合には、 疲労 特性を向上させるため、 7 0 %以上をべイナィ ト組織とする必要が あ o
以下、 本発明の製造方法について説明する。
先の鋼組成と含有する非金属介在物が本発明の前記範囲内にある 鋼を熱間圧延により、 4. O mm0以上 7. 0匪 ø以下の線材とする c この時の線径は円相当直径で、 実際の断面形状は、 円、 楕円、 三角 などの多角形のいづれでも良い。 4. 0 M10未満の線径とする場合 には生産性が著しく低下する。 また、 7. 0 mm0を越えた場合には， 調整冷却において充分な冷却速度が得られないため、 7. O mm0以 下とする。
これらの熱間圧延線材を伸線加工により線径を 1 . 1から 2. 7 mm øのワイヤとする。 線径を 1 . 0 mm ø以下にすると伸線ワイヤ中 にクラ ックが入るため、 その後の加工に悪影響を与えるため 1 . 1 mm0以上とする。 また、 2. 7 inni0以上のワイヤとすると最終製品 線径を 0. 4匪以下とする場合に伸線加工後のヮィャ延性面で良好 な結果を得ることができないので最終パテンティ ング処理前の線径
を 2. 7 i i0以下とする。 この時、 伸線加工は引き抜き加工でも'口 一ラーダイスのどちらを用いても良い。
パテンティ ング処理により、 引張強さが （ 5 3 0 + 9 8 0 X C mass%) MPa に調整された時、 真ひずみで 3. 4以上 4. 2以下の 加工を施した場合の強度延性バランスが最も傻れている。 { ( 5 3 0 + 9 8 0 X Cmass%) - 5 0 } MPa 以下となつた場合、 伸線加工 後の引張強さを充分に得ることができない。 { ( 5 3 0 + 9 8 0 X Cmass%) + 5 0 } MPa 以上となった場合には、 強度は高いがパー ライ ト組織中にペイナイ ト組織が多く 出現しているので、 伸線加工 中の加工硬化率が低下し、 同一減面率での到達強度が低下し、 延性 も低下する。 従って、 パテンティ ング処理における引張強さを
{ ( 5 3 0 + 9 8 0 X C mass%) ± 5 0 } MPa に調整する必要があ o
これらのワイヤは、 乾式伸線、 湿式伸線のいづれかあるいは組み 合わせで製造されているが、 伸線の過程においてダイスの磨耗を出 来るだけ起こ しにく くするため表面にめっきを施すことが望ま しい, これらのめっきはブラスメ ツキ、 C uめっき、 N i めっきなどが経 済的に望ま しいがこれ以外のめつきでも良い。
湿式伸線加工において真歪みで （一 1 . 4 3 x l o g D + 3. 0 9 ) 以上の加工では、 強度が上がり過ぎるため疲労特性が低下する, また、 （— 1 . 4 3 x l o g D + 2. 4 9 ) 以下の加工では、 3 5 0 0 MPa 以上の強度を得ることができない。
引張強さが （一 1 5 9 0 x l o g D + 3 3 3 0 ) を越えるとワイ ャが脆化してその後の加工が困難となるので、 引張強さを （— 1 5 9 0 x l o g D + 3 3 3 0 ) 以下に調整する必要がある。
この製造工程により円相当直径が 0. 1 5〜0. 4 mm0のワイヤ を製造することで、 多くの場合にこの後に行われる撚り線加工にお
いて、 撚り線の際に捻りに耐えられるだけの延性を備えさせるごと ができるため、 素線においても、 撚り線においても疲労特性の優れ たスチールコー ドを製造することが可能となる。
さ らに、 湿式伸線加工において真歪みで （一 1 . 2 3 X 1 o g D + 4. 0 0 ) 以上の加工では、 強度が上がり過ぎるため疲労特性が 低下する。 また、
(— 1 . 2 3 x l o g D + 3. 0 0 ) 以下の加工では、 4 0 0 0 M P a以上の強度を得ることができない。
この製造工程により円相当直径が 0. 0 2〜 0. 1 5 mm0のワイ ャを製造することで、 疲労寿命の高い素線を製造することができる, 以下、 本発明について、 実施例に基づきさ らに説明する。 実施例
実施例 1
転炉出鋼後、 二次精練処理を行い第 1表に示した溶鋼組成に成分 調整した後に、 連続铸造法により铸造を行い、 3 0 0 X 5 0 0 mmの 铸片を製造した。
第 1表 化 学 成 分 (mass%) 介在物組成
C Si Mn Cr Ni Cu P S Al 適合率 (％)
1 0.92 0.20 0.33 0.22 0.010 0.003 0.001 84
2 0.92 0.39 0.48 0.10 0.008 0.004 0.001 100 本
3 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 95
4 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 80 発
5 0.96 0.19 0.32 0.10 0.80 0.005 0.006 0.001 83
6 0.98 0.30 0.32 0.20 0.007 0.005 0.002 96 明
7 0.98 0.20 0.31 —— 0.80 0.006 0.005 0.002 98
8 1.02 0.21 0.20 0.10 0.10 0.008 0.003 0.002 100 鋼
9 1.02 0.21 0.20 0.10 0.10 0.007 0.003 0.002 88
10 1.06 0.19 0.31 0.10 0.007 0.004 0.002 86
11 1.06 0.19 0.31 0.15 0.008 0.003 0.002 93
12 1.06 0.19 0.31 0.15 0.008 0.003 0.002 93
13 0.82 0.21 0.50 0.009 0.003 0.002 87 比 14 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 66 較 15 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 84 鋼 16 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 84
17 0.96 0.19 0.32 0.21 0.009 0.003 0.002 84
さ らにこの铸片を分塊圧延してビレッ トを製造し、 5 . 5 ππηζίの 熱間圧延した後に調整冷却を行い 5 . 5 mm0の線材を製造した。 調 整冷却はステルモア冷却にて行った。
この 5 . 5 mm0の線材を伸線加工と中間パテンティ ング処理によ り 1 . 2〜 2 . 0 mm0のワイヤと した （第 2表および第 3表） 。
S99S/一
I
螯
第 3表
これらのワイヤ特性を引張試験、 捻回試験、 疲労試験により評価 した。
第 4表
表中の鋼 1 〜 1 2 は本発明鋼であり、 鋼 1 3〜 1 7 は比較鋼であ る ο
比較鋼 1 3 は鋼組成が本発明範囲外で製造方法は同じ場合である < 比較鋼 1 4 は鋼組成が本発明範囲で、 铸片中の非金属介在物的中 率が本発明より低く、 これ以外のワイャの製造方法は本発明方法と 同じ場合である。
比較鋼 1 5 は鋼組成と非金属介在物組成が同じで熱間圧延後の調 整冷却において初析セメ ンタイ トの出現した場合である。
比較鋼 1 6 は鋼組成および非金属介在物組成が本発明と同じで、 最終パテンティ ング材の引張り強さが特許請求の範囲から高くなつ た場合である。
比較鋼 1 7 は鋼組成および非金属介在物組成が本発明と同じで、 最終パテンティ ング処理後の伸線減面率が本発明より大きい場合で め 。
—方、 比較鋼 1 3 においては鋼成分が本発明鋼と異なるため 4 0 0 O M P a以上の強度が得られていない。
比較鋼 1 4 においては、 4 0 0 O M P a以上の強度が得られてい るが铸片中の非金属介在物組成が本発明鋼と異なるため、 断線回数 が多く疲労特性において良好な結果が得られていない。
比較鋼 1 5 においては、 熱間圧延後に初析セメ ンタイ 卜が出現し たため、 最終ワイヤまでの製造が出来なかった。
比較鋼 1 6 においては、 最終パテンティ ング処理における引張強 さが高すぎるため、 最終ワイャでの疲労特性が劣化して良好な結果 が得られていない。
比較鋼 1 7 に於いては、 最終湿式伸線の際の減面率が高すぎるた
め、 最終ワイャでの疲労特性が劣化して良好な結果が得られていな い。
実施例 2
第 5表に本発明ワイヤと比較ワイヤの化学成分を示す
第 5表
¥ 9 m
S99lO/P6dri Dd
第 7表
これらのヮィャを疲労試験した結果を第 7表に示す。 疲労試験は 線径が 1 mm以下の場合にはハンタ一疲労試験機を用い、 1 mmを越え た場合には中村式疲労試験機を用い疲労特性を調査した。 この結果. 得られた疲労限強度を引張強さで割った値が 0. 3以上の場合を〇 で表し、 0. 3 より小さい場合を Xで表した。
本発明鋼線 1 8〜 3 9 はいづれも、 本発明範囲内に調整されてい 比較鋼線 4 0〜 4 4 は非金属介在物形態が本発明鋼線と異なる場 合でめる。
本発明鋼は、 2 8 0 0 — 1 2 0 0 l o g D (M P a ) 以上の引 張強さと優れた疲労特性を示すワイヤを得る事ができる。 しかし、 比較鋼線は、 本発明鋼と同等の引張強さが得られているが疲労特性 は本発明鋼線に比べ劣っている。
実施例 3
転炉出鋼後、 二次精鍊処理を行い第 8表に示した溶鋼組成に成分 調整した後に、 連続铸造法により铸造を行い、 3 0 0 X 5 0 0 mmの 铸片を製造した。
第 8表 化 学 成 分 (mass%) 介在物組成
C Si Mn Cr Ni Cu P S A1 適合率（％)
45 0.92 0.20 0.33 0.22 1 0.010 0.003 0.001 84
46 0.92 0.39 0.48 0.10 0.008 0.004 0.001 100 本
47 0.96 0.19 0.32 11 0.80 0.009 0.003 0.002 95
48 0.96 0.19 0.32 0.21 0.006 0.005 0.002 80 発
49 0.98 0.30 0.32 0.15 0.20 0.007 0.005 0.002 96
50 0.98 0.20 0.31 0.20 0.80 0.006 0.005 0.002 98 明
51 1.02 0.21 0.20 0.10 0.10 0.008 0.003 0.002 100
52 1.02 0.21 0.20 0.10 0.10 0.007 0.003 0.002 88 鋼
53 1.06 0.19 0.31 0.10 0.007 0.004 0.002 86
54 1.06 0.19 0.31 0.15 0.007 0.003 0.002 93
55 1.06 0.19 0.31 0.15 0.008 0.003 0.002 93
56 0.82 0.21 0.50 0.009 0.003 0.002 87 比 57 0.92 0.20 0.33 0.22 0.010 0.003 0.002 66 較 58 0.92 0.20 0.33 0.22 0.010 0.003 0.002 84 鋼 59 0.92 0.20 0.33 0.22 0.010 0.003 0.002 84
60 0.92 0.20 0.33 0.22 0.010 0.003 0.002 84
さ らにこの铸片を分塊圧延してビレッ トを製造し、 4. 0 〜 7. 0 mm0に熱間圧延した後に調整冷却を行い線材を製造した。 調整冷 却はステルモア冷却にて行った。
こ の線材を伸線加工と中間パテンティ ング処理により 1 . 2〜 2 , O mm0のワイヤと した （第 9表および第 1 0表） 。
第 9表 線径 初析 熱処理 セメン ェ 程 線径 (mm) 夕イト (mm)
45 4.0 無し 4.0 →1.40(LP)→0.20 1.40
46 5.5 無し 5.5 →1.70(LP)→0.30 1.70 本
47 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.35(LP)→0.20 1.35
48 7.0 無し 7.0 →3.50 (LP)→ 1.90(LP)→0.30 1.90 発
49 5.0 無し 5.5 → 1.85(し P)→030 1.85
50 ΰ.5 無し 5.0 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.35 1.70 明
51 5.5 無し 5.5 →1.80(LP)→0.35 1.80
52 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.10(LP)→0.15 1.10 鋼
53 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.15(LP)→0.15 1.15
54 5.5 無し 5.5 →l.80(LP)→0.40 1.80
55 5.5 無し 5.5 →1.80(LP)— 0.40 1.80
56 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.30 1.70 比 57 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.30 1.70 較 58 5.5 有り 5.5 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.30 1.70 鋼 59 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.30 1.70
60 5.5 無し 5.5 →3.25(LP)→1.70(LP)→0.30 1.96
第 1 0表
この後、 最終パテンティ ング処理を行う ことで組織と引張強さを 調整し、 めっきを行ってから最終湿式伸線を行った。 それぞれの鋼 線の製造における、 パテンティ ング処理時のワイヤ径、 パテンティ ング処理後の引張強さ、 伸線加工後の最終ワイヤ径は第 9表および 第 1 0表に示される通りである。
これらのワイヤ特性を引張試験、 捻回試験、 疲労試験により評価 した。
第 1 1 表中の疲労特性は、 ハンター疲労試験において疲労強度を
測定し、 疲労強度が引張強さの 0 . 3 3以上の場合を ©で表し、 0 3以上の場合を〇と して表し、 0 . 3未満の場合を Xで表した。
第 1 1表
表中の鋼 4 5〜 5 5 は本発明鋼であり、 鋼 5 6〜 6 0 は比較鋼で め 。
比較鋼 5 6 は鋼組成が本発明範囲外で製造方法は同じ場合である
比較鋼 5 7 は鋼成分が本発明範囲であるが、 铸片中の非金属介在物 的中率が本発明法より低く、 これ以外のワイャの製造方法は本発明 方法と同じ場合である。
比較鋼 5 8 は鋼組成と非金属介在物組成が同じで熱間圧延後の調整 冷却において初析セメ ンタイ 卜の出現した場合である。
比較鋼 5 9 は鋼組成および非金属介在物組成が本発明と同じで、 最 終パテンティ ング材の引張り強さが本発明法より高く なつた場合で ある。
比較鋼 6 0 は鋼組成および非金属介在物組成が本発明と同じで、 最 終パテンティ ング処理後の伸線減面率が本発明より大きい場合であ る o
第 1 1表より、 本発明鋼を用いて製造したワイヤの場合にはいず れも 3 5 0 0 MPa 以上の強度と優れた疲労寿命を持ち合せることが 一方、 比較鋼 5 6 においては Cが 0 . 9 0 %未満であるため鋼成 分が本発明鋼と異なるため 3 5 0 0 MPa 以上の強度が得られていな い。
比較鋼 5 7 においては、 3 5 0 0 MPa 以上の強度が得られている が铸片中の非金属介在物組成が本発明鋼と異なるため、 疲労特性に おいて良好な結果が得られていない。
比較鋼 5 8 においては、 熱間圧延後に初析セメ ンタイ トが出現し たため、 途中で断線が多発し、 最終ワイヤまでの製造が出来なかつ た。
比較鋼 5 9 においては、 最終パテンティ ング処理における引張強 さが高すぎるため、 最終ワイヤでの疲労特性が劣化して良好な結果 が得られていない。
比較鋼 6 0 に於いては、 最終湿式伸線の際の減面率が高すぎるた
め、 最終ワイヤでの疲労特性が劣化して良好な結果が得られていな い。 産業上の利用可能性
以上の実施例にて、 説明したように、 本発明によって、 平均組成 と して融点が低いだけでなく、 析出相と しての融点をも考慮して、 この中でさ らに特定の組成範囲に制御することによって、 線材およ び鋼線における非金属介在物のァスぺク ト比に注目 して、 これが線 材で 4以上、 鋼線で 1 0以上なる従来にない、 極端に加工性の良好 な非金属介在物を実現し、 高強度高延性にして、 高い引張強さと優 れた疲労特性のバランスよい高強度鋼線材および鋼線を得ることが できる。
Claims
1 . m a s s %で、
c 0 7〜 1 1
S i 0 1〜 1 5 %、
M n 0 1 1. 5
P 0 0 2 %以下、
S 0 0 2 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O : 4〜 6 0 %, S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であることを特徴とする高強度 熱間圧延線材。
2. m a s s %で、
C ： 0. 7〜 1· . 1 %、
S i ： 0. 1〜 1. 5 %、
M n ： 0. 1 〜し 5 %、
P : 0. 0 2 %以下、
S : 0. 0 2 %以下、
C r ： 0. 3 %以下、
N i ： 1. 0 %以下、
C u ： 0. 8 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O ： 4〜 6 0 %. S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であることを特徴とする高強度 熱間圧延線材。
3. 前記熱間圧延線材の組織と して、 該組織の 9 5 %以上がパー ライ ト組織からなる請求の範囲 1 または 2記載の高強度熱間圧延線 材。
4 · 前記熱間圧延線材の組織と して、 該組織の 7 0 %以上がベー ナイ ト組織からなる請求の範囲 1 または 2記載の高強度熱間圧延線 材。
5. 前記熱間圧延線材の引張り強さが、 2 6 1 + 1 0 1 0 X ( C mass¾)- 1 4 0 M P a以上、 2 6 1 + 1 0 1 0 X ( Cmass¾)+ 2 4 O M P a以下である請求の範囲 1 から 4のいずれかに記載の高強度 熱間圧延線材。
6. m a s s %で、
C ： 0. 7〜 1 . 1 %、
S i ： 0. 卜 1 . 5 %、
M n ： 0. 1 〜 1 . 5 %、
P ： 0. 0 2 %以下、
S : 0. 0 2 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O : 4〜
6 0 S i 0 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 0 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であり、 かつ該非金属介在物の 7 0 %以上が、 アスペク ト比 ： 1 0以上であることを特徴とする疲 労特性の優れた高強度鋼線。
7. m a s s %で、
C 0. 7〜 1 . 1 %、
S i 0. 1 〜 1 . 5 %、
M n 0. 1 〜 1 . 5 %、
P 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 2 %以下、
C r ： 0. 3 %以下、
N i ： 1 . 0 %以下、
C u ： 0. 8 %以下、
残部 F e及び不可避不純物を含有する成分で、
かつ含有する非金属介在物の 8 0 %以上が、 C a O + M n O : 4〜
6 0 %. S i 02 : 2 2〜 8 7 %、 A 1 2 03 : 0〜 4 6 %の組成 範囲にあり、 融点が 1 5 0 0 °C以下であり、 かつ該非金属介在物の
7 0 %以上が、 ァスぺク ト比 ： 1 0以上であることを特徴とする疲 労特性の優れた高強度鋼線。
8. 前記鋼線の組織と して、 該組織の 9 5 %以上がパーライ ト組 織からなる請求の範囲 6 または 7記載の疲労特性の優れた高強度鋼 線。
9. 前記鋼線の組織と して、 該組織の 7 0 %以上がベーナイ ト組 織からなる請求の範囲 6 または 7記載の疲労特性の優れた高強度鋼
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