JP3176465B2 - 過共析鋼線材の製造方法 - Google Patents
過共析鋼線材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、スティールコード、ビ
ードワイヤなど細径高強度鋼線の製造に供される過共析
鋼線材の製造方法に関する。
ードワイヤなど細径高強度鋼線の製造に供される過共析
鋼線材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高炭素鋼線の強度を上げる方策として、
Ｃ含有率を上げることは、安価で高い効果が得られるた
め工業的には最も望ましい方法である。しかし、過共析
領域、すなわち、通常Ｃが０．９％を越える領域では、
熱間圧延後の線材には旧オーステナイト粒界に沿って脆
い初析セメンタイトがネットワーク状に生成する。この
ため、圧延後の線材をそのまま伸線加工した場合、初析
セメンタイトに沿って粒界割れが発生するため断線が頻
発する。
Ｃ含有率を上げることは、安価で高い効果が得られるた
め工業的には最も望ましい方法である。しかし、過共析
領域、すなわち、通常Ｃが０．９％を越える領域では、
熱間圧延後の線材には旧オーステナイト粒界に沿って脆
い初析セメンタイトがネットワーク状に生成する。この
ため、圧延後の線材をそのまま伸線加工した場合、初析
セメンタイトに沿って粒界割れが発生するため断線が頻
発する。
【０００３】従来、過共析鋼の伸線加工性を向上させる
熱処理方法が開発されている。たとえば、特公昭５６−
８８９３号公報には、熱処理により組織を粒状セメンタ
イトが分散したパーライト組織に変える方法が開示され
ている。これは、過共析鋼線をオーステナイト化し、油
焼き入れ処理してマルテンサイト組織とした後、７７０
〜９３０℃の温度域に急速加熱して粒状セメンタイトを
析出せしめ、目標加熱温度に到達後直ちに５３５〜６６
０℃の温度でパテンティング処理する方法である。この
方法は、伸線加工限界を高める方法としてはすぐれてい
るが、熱処理工程が複雑となるため線材圧延後の直接熱
処理に適用することは困難である。
熱処理方法が開発されている。たとえば、特公昭５６−
８８９３号公報には、熱処理により組織を粒状セメンタ
イトが分散したパーライト組織に変える方法が開示され
ている。これは、過共析鋼線をオーステナイト化し、油
焼き入れ処理してマルテンサイト組織とした後、７７０
〜９３０℃の温度域に急速加熱して粒状セメンタイトを
析出せしめ、目標加熱温度に到達後直ちに５３５〜６６
０℃の温度でパテンティング処理する方法である。この
方法は、伸線加工限界を高める方法としてはすぐれてい
るが、熱処理工程が複雑となるため線材圧延後の直接熱
処理に適用することは困難である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来技術
では、熱間圧延後の過共析鋼線材をそのまま伸線加工に
供することは不可能であった。本発明の目的は、過共析
鋼線材の粒界初析セメンタイトの生成を完全に阻止する
ことにより、熱間圧延ままの状態の過共析鋼線材に高減
面率の伸線加工を付与することを可能ならしめる方法を
提供する。
では、熱間圧延後の過共析鋼線材をそのまま伸線加工に
供することは不可能であった。本発明の目的は、過共析
鋼線材の粒界初析セメンタイトの生成を完全に阻止する
ことにより、熱間圧延ままの状態の過共析鋼線材に高減
面率の伸線加工を付与することを可能ならしめる方法を
提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段および作用】すなわち、本
発明の要旨は、 （１）質量比で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で規定され
る範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメンタイ
トを含まない微細パーライト組織とすることを特徴とす
る過共析鋼線材の製造方法。
発明の要旨は、 （１）質量比で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で規定され
る範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメンタイ
トを含まない微細パーライト組織とすることを特徴とす
る過共析鋼線材の製造方法。
【０００６】 Ｙ≦０．１６ｌｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
sec)を示す。
sec)を示す。
【０００７】（２）質量比で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、 Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を上記（１）式で規定
される範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメン
タイトを含まない微細パーライト組織とすることを特徴
とする過共析鋼線材の製造方法である。
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を上記（１）式で規定
される範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメン
タイトを含まない微細パーライト組織とすることを特徴
とする過共析鋼線材の製造方法である。
【０００８】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明
者らは、過共析鋼の伸線加工性を改善すべく多くの実験
を行ない、以下に示すように、オーステナイト化温度か
らの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイトの生
成を阻止できるという新たな知見を得た。すなわち、本
発明者らは、表１に示す組成の真空溶解鋼を熱間圧延し
た線材より、直径３mm、高さ１０mmの円柱状試料を製作
し、これをＡｒガス中で９５０〜１０００℃に誘導加熱
してオーステナイト化したのち、種々の冷却速度で連続
冷却した。
者らは、過共析鋼の伸線加工性を改善すべく多くの実験
を行ない、以下に示すように、オーステナイト化温度か
らの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイトの生
成を阻止できるという新たな知見を得た。すなわち、本
発明者らは、表１に示す組成の真空溶解鋼を熱間圧延し
た線材より、直径３mm、高さ１０mmの円柱状試料を製作
し、これをＡｒガス中で９５０〜１０００℃に誘導加熱
してオーステナイト化したのち、種々の冷却速度で連続
冷却した。
【０００９】
【表１】
【００１０】冷却後の試料を研磨し、ＪＩＳ Ｇ０５５
１に規定された方法でエッチングしたのち光学顕微鏡に
より初析セメンタイトの生成状況を調べた。また、粒界
の薄いフイルム状セメンタイトの生成状況は、研磨後の
試料をピクラールでエッチングしたのち走査型電子顕微
鏡をもちいて観察した。図１に、初析セメンタイトの発
生限界とＣ含有率ならびに冷却速度の関係を示す。この
ように、初析セメンタイトの生成はＣ含有率以外に冷却
速度にも依存し、同一Ｃ含有率でも冷却速度を上げるこ
とによりその生成を防ぐことができる。図１より、初析
セメンタイトの発生しない条件を鋼のＣ含有率とオース
テナイト域からの冷却速度で表すと、次式（１）のよう
になる。
１に規定された方法でエッチングしたのち光学顕微鏡に
より初析セメンタイトの生成状況を調べた。また、粒界
の薄いフイルム状セメンタイトの生成状況は、研磨後の
試料をピクラールでエッチングしたのち走査型電子顕微
鏡をもちいて観察した。図１に、初析セメンタイトの発
生限界とＣ含有率ならびに冷却速度の関係を示す。この
ように、初析セメンタイトの生成はＣ含有率以外に冷却
速度にも依存し、同一Ｃ含有率でも冷却速度を上げるこ
とによりその生成を防ぐことができる。図１より、初析
セメンタイトの発生しない条件を鋼のＣ含有率とオース
テナイト域からの冷却速度で表すと、次式（１）のよう
になる。
【００１１】 Ｙ≦０．１６ｌｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
sec)をしめす。熱間圧延後の線材を冷却するにあたって
は、（１）式を満足する条件を選べば初析セメンタイト
の発生を防止できる。また、初析セメンタイトの生成す
る温度範囲は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図のＡcm点以下、Ｔ
ＴＴ線図のノーズ（Ｎｏｓｅ）温度以上と考えてよいた
め、本発明鋼では８５０℃以下５５０℃以上の温度範囲
で（１）式を満足すれば良い。
sec)をしめす。熱間圧延後の線材を冷却するにあたって
は、（１）式を満足する条件を選べば初析セメンタイト
の発生を防止できる。また、初析セメンタイトの生成す
る温度範囲は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図のＡcm点以下、Ｔ
ＴＴ線図のノーズ（Ｎｏｓｅ）温度以上と考えてよいた
め、本発明鋼では８５０℃以下５５０℃以上の温度範囲
で（１）式を満足すれば良い。
【００１２】線材圧延後の巻取温度に関しては、巻取温
度が９５０℃を超えた場合、オーステナイト粒の粗大化
が進行し、線材の絞り値が低下し伸線初期に断線しやす
くなる。一方、巻取温度が７５０℃未満の場合、パーラ
イトの層状構造の発達が不十分となるため伸線加工限界
が低下する。以上の理由により巻取温度は７５０〜９５
０℃とする必要がある。
度が９５０℃を超えた場合、オーステナイト粒の粗大化
が進行し、線材の絞り値が低下し伸線初期に断線しやす
くなる。一方、巻取温度が７５０℃未満の場合、パーラ
イトの層状構造の発達が不十分となるため伸線加工限界
が低下する。以上の理由により巻取温度は７５０〜９５
０℃とする必要がある。
【００１３】本発明者らは、（１）式の冷却速度を満足
させるための冷媒として沸騰水が好適であることを見い
だした。沸騰水中に赤熱線材を浸漬した場合、線材表面
に薄い蒸気皮膜が形成され、この蒸気皮膜を介して熱伝
達が行われるため、マルテンサイトが発生することなく
空冷の場合より大きい冷却速度が得られる。沸騰水の温
度は、９６℃以上が望ましいが、実際操業では圧延線材
の保有熱により水温が上昇するため常に沸騰状態が保た
れる。
させるための冷媒として沸騰水が好適であることを見い
だした。沸騰水中に赤熱線材を浸漬した場合、線材表面
に薄い蒸気皮膜が形成され、この蒸気皮膜を介して熱伝
達が行われるため、マルテンサイトが発生することなく
空冷の場合より大きい冷却速度が得られる。沸騰水の温
度は、９６℃以上が望ましいが、実際操業では圧延線材
の保有熱により水温が上昇するため常に沸騰状態が保た
れる。
【００１４】次に、本発明の成分限定理由について説明
する。Ｃは強度を上げるための有効かつ経済的な元素で
あり、本発明の最も重要な元素の一つである。Ｃ含有率
を上げるに伴ない、パテンティング後の強度ならびに伸
線時の加工硬化量が増大する。したがって、伸線加工に
より高強度鋼線を得るためには、Ｃ含有量は高い方が有
利であり、本発明では、０．９０％以上とする。一方、
Ｃ含有率が１．１０％を超した場合、（１）式が示すよ
うに、初析セメンタイトの発生を防止するために必要な
冷却速度は５６℃／sec を超えるため、沸騰水冷却では
実現が困難となる。したがって、Ｃ含有率の上限は１．
１０％とする。
する。Ｃは強度を上げるための有効かつ経済的な元素で
あり、本発明の最も重要な元素の一つである。Ｃ含有率
を上げるに伴ない、パテンティング後の強度ならびに伸
線時の加工硬化量が増大する。したがって、伸線加工に
より高強度鋼線を得るためには、Ｃ含有量は高い方が有
利であり、本発明では、０．９０％以上とする。一方、
Ｃ含有率が１．１０％を超した場合、（１）式が示すよ
うに、初析セメンタイトの発生を防止するために必要な
冷却速度は５６℃／sec を超えるため、沸騰水冷却では
実現が困難となる。したがって、Ｃ含有率の上限は１．
１０％とする。
【００１５】Ｓｉは脱酸剤として０．１５％以上添加す
る。一方、Ｓｉは合金元素として、フェライトに固溶し
て顕著な固溶強化作用を示す。また、フェライト中のＳ
ｉは伸線後の溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低
下を低減させる効果を有するため、高強度鋼線の製造に
は不可欠な元素である。しかし、Ｓｉはベイナイトの生
成を助長し、伸線加工性を低下させるため０．５％を上
限とする。
る。一方、Ｓｉは合金元素として、フェライトに固溶し
て顕著な固溶強化作用を示す。また、フェライト中のＳ
ｉは伸線後の溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低
下を低減させる効果を有するため、高強度鋼線の製造に
は不可欠な元素である。しかし、Ｓｉはベイナイトの生
成を助長し、伸線加工性を低下させるため０．５％を上
限とする。
【００１６】Ｍｎも脱酸剤として０．３％以上添加す
る。また、Ｍｎは焼入れ性向上効果が大きいため、線径
が大きい場合には、Ｍｎ含有率を上げることにより断面
内の均一性を高めることが可能であり、伸線後の鋼線の
延性向上に有効である。しかし、０．６０％を超える
と、沸騰水中での連続冷却中に中心偏析部にマルテンサ
イトが生成し、伸線加工性が劣化するため、０．６０％
を上限とする。
る。また、Ｍｎは焼入れ性向上効果が大きいため、線径
が大きい場合には、Ｍｎ含有率を上げることにより断面
内の均一性を高めることが可能であり、伸線後の鋼線の
延性向上に有効である。しかし、０．６０％を超える
と、沸騰水中での連続冷却中に中心偏析部にマルテンサ
イトが生成し、伸線加工性が劣化するため、０．６０％
を上限とする。
【００１７】Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を低減
し、鋼線の強度と伸線加工性を向上させるため、必要に
応じて０．１０％以上添加する。０．１０％未満ではそ
の効果が十分でなく、一方、０．５０％を超えると変態
に要する時間が長くなり、沸騰水冷却中にマルテンサイ
トが生成し伸線性が著しく低下するため、０．５０％を
上限とする。
し、鋼線の強度と伸線加工性を向上させるため、必要に
応じて０．１０％以上添加する。０．１０％未満ではそ
の効果が十分でなく、一方、０．５０％を超えると変態
に要する時間が長くなり、沸騰水冷却中にマルテンサイ
トが生成し伸線性が著しく低下するため、０．５０％を
上限とする。
【００１８】
【実施例】以下、引張強さ１２０kgf ／mm2 以上、伸線
加工限界９０％以上を有する高強度鋼線材の製造結果に
ついて説明する。表２および３に示す化学成分の直径
５．５mmの線材を熱間圧延後沸騰水中で冷却し、そのま
ま伸線限界まで伸線した。
加工限界９０％以上を有する高強度鋼線材の製造結果に
ついて説明する。表２および３に示す化学成分の直径
５．５mmの線材を熱間圧延後沸騰水中で冷却し、そのま
ま伸線限界まで伸線した。
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】Ａ鋼はＣ量が０．９０％未満であるため目
標強度に未達である。一方、Ｉ鋼は高いＣ量に見合った
冷却速度が得られなかったため初析セメンタイトが生成
し、このため伸線性が大幅に劣化した。Ｂ−４およびＨ
−４鋼も冷却速度が（１）式を満足しなかったため、初
析セメンタイトが生成し伸線加工性が劣化し、早期に断
線した。Ｂ−２およびＨ−２鋼は巻取温度が９５０℃を
超えたため絞りが低下し、このため伸線限界は低い。Ｂ
−３およびＨ−３鋼は巻取温度が７５０℃未満であった
ため、絞りが比較的高いにもかかわらず伸線加工性は低
い。Ｃ鋼およびＧ鋼は中心偏析部にマルテンサイトが生
成したため絞りおよび伸線限界ともに低下した。Ｂ−５
およびＨ−５鋼は従来法で、いずれも線材圧延後の冷却
速度が（１）式を満足していないため初析セメンタイト
が生成し、このため伸線加工性が著しく低い。これに対
して、本発明法で製造された線材は、いずれも目標とす
る強度および伸線加工性を十分満足している。
標強度に未達である。一方、Ｉ鋼は高いＣ量に見合った
冷却速度が得られなかったため初析セメンタイトが生成
し、このため伸線性が大幅に劣化した。Ｂ−４およびＨ
−４鋼も冷却速度が（１）式を満足しなかったため、初
析セメンタイトが生成し伸線加工性が劣化し、早期に断
線した。Ｂ−２およびＨ−２鋼は巻取温度が９５０℃を
超えたため絞りが低下し、このため伸線限界は低い。Ｂ
−３およびＨ−３鋼は巻取温度が７５０℃未満であった
ため、絞りが比較的高いにもかかわらず伸線加工性は低
い。Ｃ鋼およびＧ鋼は中心偏析部にマルテンサイトが生
成したため絞りおよび伸線限界ともに低下した。Ｂ−５
およびＨ−５鋼は従来法で、いずれも線材圧延後の冷却
速度が（１）式を満足していないため初析セメンタイト
が生成し、このため伸線加工性が著しく低い。これに対
して、本発明法で製造された線材は、いずれも目標とす
る強度および伸線加工性を十分満足している。
【００２２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明法によれ
ば、従来法より強度が高く、かつ、伸線加工性に優れた
過共析鋼線材を製造することが可能となる。
ば、従来法より強度が高く、かつ、伸線加工性に優れた
過共析鋼線材を製造することが可能となる。
【図１】初析セメンタイトの発生限界とＣ含有率ならび
に冷却速度の関係を示す図である。
に冷却速度の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−314829（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−289127（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/06,9/52 C22C 38/00,38/04
Claims (2)
- 【請求項１】 質量比で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で規定され
る範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメンタイ
トを含まない微細パーライト組織とすることを特徴とす
る過共析鋼線材の製造方法。 Ｙ≦０．１６ｌｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有量（％）、Ｘは冷却速度（℃／
ｓｅｃ）を示す。 - 【請求項２】 質量比で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、 Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、７５０〜９５０℃で巻取り、その後沸騰水中で巻取
温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で規定され
る範囲の冷却速度で冷却することにより初析セメンタイ
トを含まない微細パーライト組織とすることを特徴とす
る過共析鋼線材の製造方法。 Ｙ≦０．１６ｌｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有量（％）、Ｘは冷却速度（℃／
ｓｅｃ）を示す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01477793A JP3176465B2 (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01477793A JP3176465B2 (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06228657A JPH06228657A (ja) | 1994-08-16 |
| JP3176465B2 true JP3176465B2 (ja) | 2001-06-18 |
Family
ID=11870490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01477793A Expired - Lifetime JP3176465B2 (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3176465B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0873932A (ja) * | 1994-09-02 | 1996-03-19 | Metal Art:Kk | 機械構造用鋼材の熱処理方法 |
-
1993
- 1993-02-01 JP JP01477793A patent/JP3176465B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06228657A (ja) | 1994-08-16 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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