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WO2020080415A1 - 熱間圧延線材 - Google Patents

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WO2020080415A1
WO2020080415A1 PCT/JP2019/040704 JP2019040704W WO2020080415A1 WO 2020080415 A1 WO2020080415 A1 WO 2020080415A1 JP 2019040704 W JP2019040704 W JP 2019040704W WO 2020080415 A1 WO2020080415 A1 WO 2020080415A1
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WO
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less
wire
content
hot
wire rod
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2019/040704
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English (en)
French (fr)
Inventor
昌 坂本
児玉　順一
大藤　善弘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
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Priority to KR1020217013788A priority patent/KR102534998B1/ko
Priority to US17/284,671 priority patent/US12365971B2/en
Priority to JP2020553240A priority patent/JP7063394B2/ja
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled wire rod which is a raw material for a high-strength steel wire (for example, steel cord, saw wire, etc.) manufactured through a cold wire drawing process after rolling.
  • a hot-rolled wire rod which is a raw material for a high-strength steel wire (for example, steel cord, saw wire, etc.) manufactured through a cold wire drawing process after rolling.
  • High-strength steel wire used for steel cords, saw wires, etc. is one of the strongest types of steel on the market. However, these high-strength steel wires are required to have higher strength and smaller diameter in order to reduce manufacturing cost and differentiate products.
  • steel cords are often used in the state where they are finally twisted and processed (twisted), and even when used as a single wire in saw wire, they are sometimes used in a twisted state. Therefore, these high strength steel wires are required to have not only strength but also ductility.
  • These high-strength steel wires are generally dry-drawn from hot-rolled wire (hereinafter referred to as wire) to a predetermined wire diameter (primary wire: hereinafter referred to as direct drawing). After that, it is subjected to heat treatment such as patenting and plating, and is further subjected to wet wire drawing processing (final wire drawing before becoming a product: hereinafter referred to as final wire drawing (Final drawing)). Depending on the diameter of the product and the workability of the wire, patenting may be performed one or more times during the dry drawing process.
  • High-strength steel wire uses high-carbon steel, especially hyper-eutectoid steel containing C (carbon) in an amount equal to or higher than that of eutectoid steel, in order to meet the demand for higher strength.
  • C carbon
  • the high-strength steel wire since the high-strength steel wire may be used as a product after undergoing a process such as twisted wire processing, it is also necessary to have ductility capable of withstanding the twisted wire processing. Therefore, in the hyper-eutectoid steel wire, increasing the content of Si or the like can be considered as a method for achieving both higher strength and higher ductility.
  • the strength of the steel wire will increase, but the strength of the wire will also increase, resulting in a decrease in the raw drawability (draw drawability in direct drawn wire) and ductility. To do.
  • Patent Document 1 discloses a high carbon steel wire rod and a steel wire having excellent wire drawability, in which the Si concentration inside the pro-eutectoid cementite and the Si concentration inside the lamella ferrite of the wire rod are controlled. ing.
  • the workability of the wire described in Patent Document 1 is insufficient, and there is a demand for a wire that allows more work.
  • Patent Document 2 the content of C is appropriately controlled, and Si and Cr are added in a combined manner so that the total content is 0.6 to 1.2% to refine the pearlite layered structure. It is described that a wire drawing wire having high strength and high ductility can be obtained.
  • the level at which the ductility after wire drawing is actually evaluated is that manufactured by lead patenting, and the wire drawing workability (raw drawability) of the hot rolled wire is not evaluated.
  • the wire pullability since the tensile strength of the wire is large, it is considered that the wire pullability is low.
  • the present invention has been studied in order to solve the above problems. That is, in order to obtain high strength and ductility in the steel wire after the wire drawing work as the final product, the present invention contains C of eutectoid steel or more, and further contains Si content and Cr content in predetermined amounts. It is a wire rod premised on the above, and a wire rod (hot-rolled wire rod) having excellent drawability, which can be obtained without performing heat treatment for reheating after hot rolling (as hot rolling), The challenge is to provide.
  • the drawability is, of the wire drawing workability, for hot rolled wire rods, without performing heat treatment before wire drawing, wire drawing in primary wire drawing performed by dry wire drawing. Shows workability.
  • the present inventors produced a hot-rolled wire rod in which the metallographic structure and tensile strength were controlled under various hot-rolling conditions by using hypereutectoid steel having a C content of 0.90% to 1.10%. did.
  • these hot-rolled wire rods the effects of the microstructure and tensile strength of the wire rods on the mechanical properties of steel wires were investigated in detail.
  • excellent raw drawability is obtained.
  • the present invention has been achieved based on the finding that the above can be achieved.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and its gist is as follows.
  • the hot-rolled wire according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, of C: 0.90 to 1.10%, Si: 0.50 to 0.80%, Mn: 0.
  • TS * 0.50 ⁇ [Si] + [Cr] ⁇ 0.90
  • TS * 1000 ⁇ [C] + 100 ⁇ [Si] + 125 ⁇ [Cr] +150 ...
  • [X] is the content of the element X in mass%.
  • the chemical composition is Nb: 0.05% or less, V: 0.05% or less, Ti: 0.05% or less, REM. : 1% or more selected from 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, Ca: 0.05% or less, Zr: 0.05% or less, W: 0.05% or less. May be included.
  • a range from the surface to a depth of 200 ⁇ m is defined as a surface layer area, and a circle having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire.
  • the VVs hardness which is the Vickers hardness of the surface layer region and the Vickers hardness of the central part A certain HVc may satisfy the following equation (d). -45 ⁇ HVs-HVc ⁇ 0 (d) (5)
  • the hot-rolled wire according to any one of the above (1) to (4) has the center of the wire when the circle equivalent radius of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire is R in mm.
  • the average thickness of the pro-eutectoid cementite in the central portion may be 0.25 ⁇ m or less.
  • the area ratio of the pro-eutectoid cementite in the structure may be 0.5% or less in the central portion.
  • the hot rolled wire rod according to any one of (1) to (6) above may have a wire diameter of 3.0 to 6.0 mm.
  • the eutectoid steel containing C and Si and Cr is obtained without performing a heat treatment of reheating after hot rolling, and delamination does not occur even with high true strain, It is possible to provide a hot-rolled wire rod having excellent drawability.
  • the hot rolled wire rod according to an embodiment of the present invention (hereinafter, the wire rod according to the present embodiment) will be described in detail.
  • the steel composition (chemical composition) of the wire according to the present embodiment is as follows. In the following description, the unit of each element is% by mass unless otherwise specified.
  • C 0.90 to 1.10%
  • C (carbon) is an essential element for increasing the strength of the hot rolled wire rod and the steel wire used as a product. If the C content is less than 0.90%, the tensile strength of the steel wire of the final product such as a steel cord will decrease. Therefore, the C content is set to 0.90% or more. It is preferably 0.95% or more, and more preferably 1.00% or more. On the other hand, when the C content exceeds 1.10%, the pro-eutectoid cementite increases and the wire breakage frequently occurs, and the strength of the hot-rolled wire becomes excessively high, resulting in wire drawability such as drawability. Of the steel wire and the ductility of the steel wire after wire drawing. Therefore, the C content is set to 1.10% or less. It is preferably 1.08% or less.
  • Si 0.50 to 0.80% Si (silicon) is an element having an effect of suppressing the formation of pro-eutectoid cementite. Further, Si is an element having an effect of improving the ductility of the steel wire after drawing. In order to effectively exhibit these effects, the Si content needs to be 0.50% or more. It is preferably 0.55% or more. On the other hand, when Si is excessively contained, SiO 2 inclusions harmful to wire drawing workability are easily generated, and solid solution strengthening to ferrite is increased, so that wire drawing workability such as drawability is increased. descend. Therefore, the Si content is set to 0.80% or less. It is preferably 0.70% or less.
  • Mn 0.10 to 0.70%
  • Mn manganese
  • Mn has an effect of delaying the transformation of pro-eutectoid cementite from austenite and the transformation of grain boundary ferrite, and is therefore a useful element for obtaining a pearlite-based structure.
  • the Mn content is set to 0.10% or more.
  • the Mn content is set to 0.70% or less. It is preferably 0.50% or less.
  • Cr 0.10 to 0.40%
  • Cr has the effect of delaying the transformation of pro-eutectoid cementite from austenite and the grain boundary ferrite like Mn, and is a useful element for obtaining a pearlite-based structure.
  • Cr is an element useful for narrowing the lamella spacing of the pearlite structure to increase the work hardening rate during wire drawing and to enhance the strength of the steel wire as a product.
  • the Cr content is set to 0.10% or more.
  • the Cr content exceeds 0.40%, not only these effects are saturated, but also the hardenability becomes high, and a supercooled structure such as bainite and martensite is easily generated in the cooling process after hot rolling. Or, it takes a long time to complete the transformation, which leads to a decrease in productivity and an increase in equipment cost. Therefore, the Cr content is 0.40% or less. It is preferably 0.30% or less.
  • P phosphorus
  • P is an impurity. If the P content exceeds 0.020%, P may be segregated at the crystal grain boundaries and wire drawability may be deteriorated. Therefore, the P content is limited to 0.020% or less. Preferably, the P content is limited to 0.015% or less. The lower the P content is, the more preferable it is. Therefore, the lower limit of the P content may be 0%. However, it is not technically easy to set the P content to 0%, and even if the P content is stably set to less than 0.001%, the steelmaking cost becomes high. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.015% or less S (sulfur) is an impurity. If the S content exceeds 0.015%, coarse MnS may be formed and wire drawability such as drawability may decrease. Therefore, the S content is limited to 0.015% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.010% or less, more preferably 0.008% or less. The lower the S content, the more desirable, so the lower limit of the S content may be 0%. However, it is not technically easy to set the S content to 0%, and even if the S content is stably set to less than 0.001%, the steelmaking cost becomes high. Therefore, the S content may be 0.001% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an element that forms a nitride. Nitride is hard and does not deform during hot rolling or wire drawing, so it tends to become a starting point of wire breakage during final wire drawing. In particular, when the N content exceeds 0.0060%, the wire is likely to be broken during the final wire drawing. Therefore, the N content is 0.0060% or less. The N content is preferably 0.0050% or less.
  • O oxygen
  • oxygen is an element that easily forms an oxide. Therefore, O combines with Al or the like to form an oxide-based inclusion to reduce the wire drawing workability.
  • the O content is regulated to 0.0040% or less.
  • the O content is 0.0030% or less.
  • the total content of Si and Cr is set to 0.50% or more in order to achieve both high strength and high ductility of the steel wire after wire drawing. If the total content of both elements is less than 0.50%, these effects cannot be sufficiently obtained. It is preferably at least 0.60%. By this adjustment, the pro-eutectoid cementite is adjusted to the extent that it does not affect the pullability. On the other hand, if the total content of Si and Cr exceeds 0.90%, the tensile strength excessively increases and the drawability decreases. Therefore, the total content of Si and Cr is set to 0.90% or less. It is preferably 0.80% or less.
  • the total content of Mn and Cr is controlled in order to suppress the formation of pro-eutectoid cementite and grain boundary ferrite during hot rolling. If the total amount of both elements is less than 0.40%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the total content of Mn and Cr is set to 0.40% or more. It is preferably 0.45% or more. On the other hand, if the total content of Mn and Cr exceeds 0.80%, the hardenability becomes excessively high, and a supercooled structure such as bainite or martensite is likely to be generated during hot rolling, or transformation is completed. It takes a long time, which leads to a decrease in productivity and an increase in equipment cost. Therefore, the total amount of Mn and Cr is set to 0.80% or less. It is more preferably 0.60% or less.
  • the wire rod according to the present embodiment is basically based on containing the above elements, but may further contain one or more of the following elements selectively within the range shown below. However, since the following elements are not necessarily contained, the lower limit includes 0%.
  • Al 0.003% or less Al may not be contained. Since Al (aluminum) is very useful as a deoxidizing element, it may be contained in order to utilize its effect. On the other hand, Al is an element that reacts with O to generate a hard oxide such as Al 2 O 3 and causes a decrease in the drawability, the wire drawability of the final wire drawing, and the ductility of the steel wire. Therefore, the Al content is set to 0.003% or less. More preferably, the Al content is 0.002% or less.
  • Ni 0.50% or less Ni may not be contained.
  • Ni (nickel) has an effect of delaying the transformation of austenite of steel into pro-eutectoid cementite or grain boundary ferrite, and is a useful element for obtaining a pearlite-based structure.
  • Ni is an element that enhances the toughness of the drawn wire (steel wire after drawing). Therefore, it may be contained.
  • the Ni content is preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Co 1.00% or less Co may not be contained.
  • Co (cobalt) is an element effective in suppressing the precipitation of proeutectoid ferrite in the hot rolled wire rod. Further, it is an element effective for improving the ductility of the steel wire. Therefore, it may be contained.
  • the Co content is preferably 0.10% or more. On the other hand, even if Co is excessively contained, the effect is saturated and it is economically useless. Therefore, even when Co is contained, the Co content is preferably 1.00% or less.
  • Mo 0.20% or less Mo may not be contained.
  • Mo mobdenum
  • Mo has an effect of delaying the transformation of austenite of steel into pro-eutectoid cementite or grain boundary ferrite, and thus is a useful element for obtaining a pearlite-based structure. Therefore, it may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.03% or more.
  • the Mo content is preferably 0.20% or less. It is more preferably 0.15% or less.
  • B 0.0030% or less B may not be contained.
  • B (boron) is an element effective in concentrating at grain boundaries and suppressing the formation of proeutectoid ferrite. Therefore, it may be contained.
  • the B content is preferably 0.0002% or more. It is more preferably 0.0005% or more.
  • carbides such as Fe 23 (CB) 6 are formed in austenite, and the wire drawability of raw wire drawing and final wire drawing deteriorates. Therefore, even when it is contained, the B content is preferably 0.0030% or less. It is more preferably 0.0020% or less.
  • Cu 0.15% or less Cu may not be contained.
  • Cu (copper) is an element that contributes to the strengthening of the steel wire obtained after wire drawing by precipitation hardening or the like. Therefore, it may be contained.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • Cu causes grain boundary embrittlement when it is contained excessively, and becomes a cause of defects. Therefore, even when it is contained, the Cu content is preferably 0.15% or less. It is more preferably 0.13% or less.
  • the steel of the present invention contains the above components, and the balance is substantially formed of Fe and impurities.
  • Nb, V, Ti, REM, Mg, Ca, Zr, and W may be contained as long as the effect of the wire rod according to the present embodiment is not impaired. If the content of each of these elements is 0.05% or less, the effect of the wire according to the present embodiment is not impaired.
  • the wire rod according to the present embodiment includes pearlite having an area ratio of 95.0% or more, and the balance.
  • the balance is one or more of proeutectoid cementite, grain boundary ferrite, bainite or martensite, and retained austenite.
  • Pro-eutectoid cementite, grain boundary ferrite, bainite, martensite, and retained austenite may possibly serve as propagation paths for fracture, and if the area ratio of these is large, this also causes a decrease in the drawability.
  • the area ratio of pearlite is set to 95.0% or more, and the area ratio of the remaining portion is set to 5.0% or less.
  • the area ratio of pearlite is 97.0% or more.
  • the pearlite area ratio may be 100%, but it is difficult to completely suppress the formation of pro-eutectoid cementite, grain boundary ferrite, bainite, martensite, and retained austenite in the component system of the wire according to the present embodiment. is there. In order to completely suppress the formation of these structures, a very good cooling capacity is required, equipment costs increase, and tensile strength increases, etc. The load may increase and the cost may increase in the secondary processing. Therefore, the area ratio of pearlite may be 99.0% or less.
  • the tensile strength TS (MPa) obtained by the tensile test is controlled within the range defined by the following formula (3).
  • TS * represented by TS in the formula (3) is an appropriate value of the tensile strength calculated according to the following formula (3 ′) according to the chemical composition (in particular, C content, Si content and Cr content). Is.
  • TS-TS * is within the range of less than ⁇ 50 (MPa)
  • the drawability is excellent even if the Si content is high.
  • the tensile strength TS becomes smaller than TS * by 50 MPa or more, the drawability decreases.
  • TS-TS * is preferably within a range of ⁇ 45 (MPa), and more preferably TS-TS * is within a range of ⁇ 40 (MPa).
  • TS * (MPa) 1000 ⁇ [C] + 100 ⁇ [Si] + 125 ⁇ [Cr] +150 ...
  • [C] represents the C content (mass%)
  • [Si] represents the Si content (mass%)
  • [Cr] represents the Cr content (mass%).
  • proeutectoid cementite has a large effect on wire drawing workability, as it can cause wire breakage.
  • the area ratio is more than 0%
  • the effect on the drawability is affected. Becomes smaller.
  • the proto-eutectoid in the range from the center to R / 5 (hereinafter sometimes referred to as the central portion)
  • the area ratio of cementite is 0.50% or less and the average thickness of proeutectoid cementite is 0.25 ⁇ m or less
  • the drawability is improved. More preferably, the area ratio of pro-eutectoid cementite is 0.40% or less, and the thickness of pro-eutectoid cementite is 0.20 ⁇ m or less.
  • the area ratio or the thickness of the pro-eutectoid cementite is larger than the specified value, the defects during wire drawing become large, which easily causes a disconnection.
  • the area ratio of pro-eutectoid cementite may be 0%, the lower limit of the thickness of pro-eutectoid cementite is 0 ⁇ m, but the lower limit of the thickness of pro-eutectoid cementite may be more than 0 ⁇ m.
  • the wire drawing workability is further improved by making the hardness of the surface layer portion lower than the hardness of the central portion. On the other hand, if the hardness of the surface layer portion is too low, non-uniformity increases, decarburization and the like are observed, and wire drawing workability deteriorates.
  • the wire diameter (2R) of the hot-rolled wire has an effect on the cooling rate after winding, and as a result, the metal structure and tensile strength. If the diameter of the hot-rolled wire (wire diameter) exceeds 6.0 mm, the cooling rate at the wire center tends to be slow, proeutectoid cementite is likely to be generated, and the area ratio of pearlite may be reduced. On the other hand, if the diameter of the hot-rolled wire is less than 3.0 mm, it may be difficult to manufacture, and the production efficiency may decrease, and the cost of the hot-rolled wire may increase. Therefore, the wire diameter is preferably 3.0 mm or more and 6.0 mm or less.
  • the area ratio of pro-eutectoid cementite, grain boundary ferrite, bainite and martensite, and retained austenite is measured as follows.
  • the wire rod after hot rolling is cut and embedded with resin so that a cross section perpendicular to the length direction can be observed, and then polished with polishing paper or alumina abrasive grains to obtain a mirror-finished sample.
  • This mirror-finished sample is corroded with a 3% Nital solution, and then observed and photographed using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratio of pearlite is obtained by subtracting the total area ratio of proeutectoid cementite, bainite, ferrite, martensite, and retained austenite measured above from the whole (100%).
  • the thickness of pro-eutectoid cementite is measured by preparing an observation sample in the same manner as in measuring the area ratio, and using the image taken using SEM. Five fields of view are photographed at a magnification of 2000 times at the center of the wire (range from center to R / 5). In the photographs taken, 10 lines from the largest major axis of pro-eutectoid cementite were drawn three lines perpendicular to the major axis direction that divides the major axis of the pro-eutectoid cementite into four equal parts, and measured on that line 3 The average value of the thickness of the location is the thickness of the pro-eutectoid cementite. That is, in FIG.
  • the thickness of pro-eutectoid cementite is defined as an average of T1, T2, and T3 as the thickness of the pro-eutectoid cementite.
  • the measurement point becomes a branch point of cementite, that point shall not be included in the average.
  • the average value is calculated only from the measured ones.
  • the target pro-eutectoid cementite may be observed at a higher magnification (for example, 5000) to measure the thickness.
  • Tensile strength TS (MPa) is obtained by continuously extracting 8 tensile test pieces of 400 mm in length from the portion of the coil of the hot-rolled wire excluding the unsteady part that is cut off in ordinary products. To serve. The average value of the tensile strength obtained from the result of the tensile test is defined as the tensile strength TS.
  • the hardness is measured by collecting 2 rings from a portion of the coil of the hot-rolled wire excluding the unsteady portion, and collecting 1 ring at 4 equal intervals and 4 test pieces each having a length of about 15 mm.
  • the test piece is filled with resin so that a cross section perpendicular to the longitudinal direction is exposed, and after alumina polishing, the surface layer region and the central portion of each cross section are evaluated by a Vickers hardness test.
  • the Vickers hardness of the surface layer region is measured at 4 points per cross section at a position of 30 ⁇ m from the surface, which is a typical position of the surface layer region.
  • the Vickers hardness at the center is measured at four points in the region from the center to R / 5 when the radius of the wire is R (mm).
  • the manufacturing method described below is an example, and is not limited to the following procedures and methods, and any method can be adopted as long as the hot-rolled wire of the present embodiment can be obtained.
  • the material used for hot rolling may be manufactured under normal manufacturing conditions. For example, a steel having the above-described chemical composition is cast, and the obtained slab is subjected to slabbing to form a slab of a size suitable for wire rod rolling (a billet that is generally called a billet before rolling a wire rod). It can be subjected to hot rolling.
  • a steel having the above-described chemical composition is cast, and the obtained slab is subjected to slabbing to form a slab of a size suitable for wire rod rolling (a billet that is generally called a billet before rolling a wire rod). It can be subjected to hot rolling.
  • the obtained steel slab is subjected to hot rolling to obtain a hot rolled wire rod.
  • the hot rolling it is preferable to heat the steel billet to 950 to 1150 ° C. and control the finish rolling start temperature to 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the rolling temperature is measured by a radiation thermometer and means the surface temperature of steel.
  • the wire rod after finish rolling has a temperature higher than the finish rolling start temperature due to heat generated by processing, but it is preferable to control the winding temperature to 800 ° C or higher and 940 ° C or lower.
  • the austenite grain size becomes finer, proeutectoid cementite and grain boundary ferrite are likely to precipitate, and mechanical scale releasability also deteriorates.
  • the winding temperature exceeds 940 ° C., the austenite grain size becomes excessively large, the tensile strength increases and the area of bainite and the like increases, so that the drawability decreases.
  • the winding temperature is more preferably 830 ° C or higher and 920 ° C or lower, and further preferably 850 ° C or higher and 900 ° C or lower.
  • the hot rolled wire rod transforms from austenite to pearlite during cooling after winding.
  • the average cooling rate 1 up to 660 ° C. is 5 ° C./s or more and 20 ° C./s or less
  • the average cooling rate 2 from 660 ° C. to 610 ° C. is 3 ° C./s or more and 5 ° C./s or less
  • 610 The average cooling rate 3 from 0 ° C to 450 ° C is cooled at 8 ° C / s or more.
  • the average cooling rate 1 is preferably 6 ° C./s or more and 12 ° C./s or less.
  • the average cooling rate 2 is preferably 3 ° C./s or more and less than 5 ° C./s.
  • the average cooling rate 3 is less than 8 ° C / s, the cementite in pearlite is fragmented, the area ratio of pearlite decreases, and TS becomes excessively low, resulting in a decrease in viability.
  • the upper limit of the average cooling rate 3 is not particularly limited, but since excessive cooling capacity causes an increase in cost, it may be set to 30 ° C./s or less.
  • the temperature of the hot-rolled wire during manufacturing shall be the temperature measured by the radiation thermometer.
  • the structure, tensile strength, etc. of the wire can be made within the range of this embodiment.
  • Tables 1A to 1C show the steel compositions (chemical compositions), Tables 2A and 2B show the hot rolling conditions, and Tables 3A, 3B and 3C show the structural evaluation of the hot rolled wire rods, the tensile strength and the hardness. The result of having evaluated the mechanical manufacturing property and the tensile property and drawability of a wire drawing material (steel wire) are shown.
  • Average cooling rate 1 Average cooling rate up to 660 ° C. after winding
  • Average cooling rate 2 Average cooling rate from 660 ° C. to 610 ° C.
  • Average cooling rate 3 Mean average cooling rate from 610 ° C. to 450 ° C.
  • Tables 1A to 3C numerical values outside the scope of the present invention are underlined.
  • Levels A1 to A38 are examples of the present invention.
  • Levels B1 to B18 are examples in which any of the components and hot rolling conditions is outside the proper range, and the structure and strength range of the hot rolled wire rod are outside the proper range of the present invention.
  • the billet was heated to 1000 to 1150 ° C. in a heating furnace, and then, as shown in Tables 2A and 2B, the finish rolling start temperature and the work heat generation in the finish rolling increased.
  • the temperature of the steel material is controlled and rolled to form a ring shape after rolling, cooling rate after cooling to 660 ° C. (cooling rate 1), cooling rate from 660 ° C. to 610 ° C. (cooling rate 2), 610 Hot rolling was performed under the conditions shown in Tables 2A and 2B for the cooling rate (cooling rate 3) from 0 ° C to 450 ° C.
  • Tables 2A and 2B also show the wire diameters of the hot rolled wire rods. The temperature of the hot-rolled wire after winding was measured at a portion where the rings overlap (dense portion).
  • the pro-eutectoid cementite area ratio of the hot-rolled wire and the area ratio of grain boundary ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite area ratio were evaluated according to the method described above.
  • the structure was a composite structure composed of pearlite and one or more balances of proeutectoid cementite, grain boundary ferrite, bainite and martensite, and retained austenite.
  • Tensile properties are obtained from the coil of the obtained hot-rolled wire rod, the front part of the coil (the location of the tail end side of the ring 50 from the part where the winding temperature reaches a predetermined temperature), and the tail part of the coil (100 from the tail end). From each ring, 5 rings were collected, and eight samples were collected from each ring at equal intervals, for a total of 80 samples, and used for the test. The average of the 80 pieces was defined as the average tensile strength TS of the hot-rolled wire. A tensile test was performed with a sample length of 400 mm, a crosshead speed of 10 mm / min, and a jig distance of 200 mm.
  • Hardness is measured by continuously collecting 1 ring for each of the front part and the tail part of the coil of the hot rolled wire from the position where the sample for the tensile test is taken, and according to the method described above, the Vickers hardness of the surface layer part The HVs and the Vickers hardness HVc of the central part were measured. The load at the time of hardness measurement was evaluated as 50 g, and the measurement was performed by separating the indentation size by 5 times or more so as not to influence each other. In addition, the hardness measurement method complied with the method described in JIS Z 2244: 2009 for wire rods.
  • the twist test In the twist test, assuming that the diameter of the sample is d (mm), the length between jigs is 100 ⁇ d (mm), and the twist is applied until the sample breaks while applying a load of 1% of the tensile strength of each sample. added. This test was performed three times each, and evaluated by the true strain of the wire drawing material in which delamination occurred. In the present invention, a material having a true strain of 2.1 or more when delamination occurs was judged to have good drawability. As for the tensile strength of the steel wire, the tensile test was carried out three by three by the above method, and the average thereof was taken as the tensile strength. The true strain was obtained by calculating 2 ⁇ ln (wire diameter of wire rod / wire diameter of drawn steel wire). “In” is a natural logarithm, and “wire diameter of the wire rod” is a wire diameter of the hot rolled wire rod.
  • test examples A1 to A38 are all examples of the present invention, and all hot-rolled wire rods can be wire-drawn without delamination up to true strain 2.1 without patenting treatment. And showed excellent wire drawability.
  • test examples B1 to B18 any of the requirements of the present invention was not satisfied, and thus the wire drawability was inferior.
  • B1 is an example in which the C content is high and the wire drawability is deteriorated.
  • B2, B4, and B18 are examples in which the Si content is low and the ductility of the steel wire is reduced.
  • B8 is an example in which [Si] + [Cr] (total content of Si and Cr) is high, the tensile strength of the wire material is excessively increased, and the ductility of the steel wire is reduced.
  • B5 is an example in which the Si content and [Si] + [Cr] are high and the ductility of the steel wire is reduced.
  • B6 has a high Mn content and [Cr] + [Mn]
  • B7 has a high Cr content and [Si] + [Cr]
  • B9 has a high Mn content and [Cr] + [Mn]. This is an example in which the pearlite structure is deteriorated and the drawability is deteriorated.
  • B10 is an example in which the Cr content is low, the pearlite structure is reduced, and the drawability is reduced.
  • B11 is an example in which [Cr] + [Mn] is low, the area ratio of pro-eutectoid cementite is increased, and the area ratio of pearlite is low, so that the viability is lowered.
  • B12 is an example in which the Cu content is high, flaws are generated on the surface, and the ductility of the steel wire is reduced.
  • B14 is an example in which the cooling rate 2 is low and the tensile strength TS of the wire is low, resulting in a decrease in the drawability.
  • B16 is an example in which the cooling rate is high, the structure such as bainite develops, the pearlite area ratio decreases, and the tensile strength TS of the wire increases, resulting in a decrease in the ductility of the steel wire.
  • B17 is an example in which the cooling rate is low and the tensile strength TS of the wire is low, resulting in a decrease in the drawability.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it contains C of more than eutectoid steel, and Si and Cr, and is obtained without performing the heat processing which heats again after hot rolling. Even if it is high true strain, delamination does not occur and it is excellent raw material. A wire rod having drawability can be provided. Therefore, the wire rod of the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

この熱間圧延線材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．９０～１.１０％、Ｓｉ：０．５０～０．８０％、Ｍｎ：０．１０～０．７０％、Ｃｒ：０．１０～０．４０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、かつ、質量％で式（１）、（２）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、組織が、面積率で９５．０％以上のパーライトと、残部とからなり、単位ＭＰａの引張強さであるＴＳと、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｒ含有量から決定されるＴＳ*とが式（３）を満たす。　０．５０≦［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］≦０．９０　…（１）　０．４０≦［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］≦０．８０　…（２）　－５０＜ＴＳ－ＴＳ*＜５０　…（３）　ここで、前記ＴＳ*は、以下の式（３'）によって計算される。 ＴＳ*＝１０００×［Ｃ］＋１００×［Ｓｉ］＋１２５×［Ｃｒ］＋１５０…（３'）

Description

熱間圧延線材
　本発明は、圧延後に冷間伸線加工工程を経て製造される高強度鋼線（例えば、スチールコード、ソーワイヤ等）の素材となる、熱間圧延線材に関する。本願は、２０１８年１０月１６日に、日本に出願された特願２０１８－１９５０４５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　スチールコードやソーワイヤ等に使用される高強度鋼線は、市販されている鋼材の中では最も強度が高い品種の一つである。しかしながら、これらの高強度鋼線は、製造コスト低減や製品の差別化のため、更なる高強度化、細径化が求められている。
　一方で、スチールコードは最終的に複数本を撚り合わせて加工（撚り加工）した状態で使用させることが多く、また、ソーワイヤにおいて単線で使用する場合でも捻れた状態で使用されることがある。そのため、これらの高強度鋼線は、強度のみならず延性も必要とされる。
　これらの高強度鋼線は、一般的に、熱間圧延線材（以下、線材）を所定の線径まで乾式の伸線加工（一次伸線：以降、生引き伸線(Ｄｉｒｅｃｔ　ｄｒａｗｉｎｇ)という。）した後、パテンティング等の熱処理及びめっきを行い、更に湿式の伸線加工（製品となる前の最終伸線：以降、最終伸線(Ｆｉｎａｌ　ｄｒａｗｉｎｇ)という。）を経て製造される。なお、製品の直径や線材の加工性によっては、乾式の伸線加工の中間にパテンティングを1回以上行う場合もある。
　高強度鋼線は高強度化の要求に応じるため、素材として高炭素鋼、特に共析鋼以上の量のＣ（炭素）を含有する過共析鋼が用いられている。一方で、上述の通り、高強度鋼線は、撚り線加工などの工程を経て、製品として使用される場合もあるので、撚り線加工に耐えれる延性も必要である。そのため、過共析鋼線において、更なる高強度化と高延性化の両立を図る方法として、Ｓｉなどの含有量を高めることが考えられる。しかしながら、Ｓｉなどの含有量を高めると、鋼線の強度は上昇するものの、線材の強度も高くなることで、生引き性（生引き伸線における伸線加工性：Ｄｉｒｅｃｔ　Ｄｒａｗａｂｉｌｉｔｙ）や延性が低下する。
　このような課題について、例えば、特許文献１には、線材の初析セメンタイト内部のＳｉ濃度とラメラフェライト内部のＳｉ濃度が制御された、伸線性に優れた高炭素鋼線材および鋼線が開示されている。
　しかしながら、特許文献１に記載された線材の加工性では不十分でより多くの加工が可能な線材が求められている。
　また、特許文献２には、Ｃの含有量を適切に制御するとともにＳｉ及びＣｒを合計含有量で０．６～１．２％となるように複合添加してパーライト層状組織を微細化することで、高強度及び高延性を有する伸線用線材が得られると記載されている。
　特許文献２で実際に伸線後の延性を評価した水準は鉛パテンティングにより製造したものであり、熱間圧延線材の伸線加工性（生引き性）についての評価はされていないものの、特許文献２では線材の引張強さが大きいので、生引き性が低いと考えられる。
日本国特開２０１７－６１７４０号公報 日本国特表２０１１－５０９３４５号公報
　本発明は、上記のような問題を解決するために、検討を行った。すなわち、本発明は、最終製品としての伸線加工後の鋼線において高強度かつ延性を得るために、共析鋼以上のＣを含有し、さらに、Ｓｉ含有量、及びＣｒ含有量を所定量以上とすることを前提とした線材であって、熱間圧延後に再度加熱する熱処理を施すことなく得られる（熱間圧延ままで）、優れた生引き性を有する線材（熱間圧延線材）を提供することを課題とする。
　以下、特に断りがない限り、生引き性は、伸線加工性のうち、熱間圧延線材に対し、伸線前に熱処理を施すことなく、乾式伸線によって行われる一次伸線加工における伸線加工性を示す。
　本発明者らは、Ｃ含有量が０．９０％～１．１０％である過共析鋼を用い、種々の熱間圧延条件で金属組織と引張強さとを制御した熱間圧延線材を作製した。それら熱間圧延線材を用いて、線材の組織及び引張強さが鋼線の機械的特性に及ぼす影響について詳細に検討した。その結果、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｎ含有量を制御し、かつ、引張強さを化学組成に応じて決定される範囲に制御することで、優れた生引き性を得ることができるという知見を得て、本発明に至った。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱間圧延線材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．９０～１.１０％、Ｓｉ：０．５０～０．８０％、Ｍｎ：０．１０～０．７０％、Ｃｒ：０．１０～０．４０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｏ：０．００４０％以下、を含有し、かつ、質量％で式（ａ）、（ｂ）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、組織が、面積率で９５．０％以上のパーライトと、残部とからなり、単位ＭＰａの引張強さ（ｕｌｔｉｍａｔｅ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ)であるＴＳと、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｒ含有量から決定されるＴＳ*とが式（ｃ）を満たす。
　０．５０≦［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］≦０．９０　…（ａ）
　０．４０≦［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］≦０．８０　…（ｂ）
　－５０＜ＴＳ－ＴＳ*＜５０　…（ｃ）
　ここで、前記ＴＳ*は、以下の式（ｃ’）によって計算される。
ＴＳ*＝１０００×［Ｃ］＋１００×［Ｓｉ］＋１２５×［Ｃｒ］＋１５０…（ｃ’）
　また、前記式（ａ）、（ｂ）、（ｃ’）において、［Ｘ］は、元素Ｘの質量％での含有量である。
（２）上記（１）に記載の熱間圧延線材では、前記化学組成が、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｏ：１．００％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱間圧延線材では、前記化学組成が、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｗ：０．０５％以下、から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の熱間圧延線材は、表面から２００μｍの深さまでの範囲を表層領域と定義し、線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径を単位ｍｍでＲとしたときの前記線材の中心からＲ／５までの範囲を中心部と定義したとき、前記表層領域のビッカース硬さであるＨＶsと、前記中心部のビッカース硬さであるＨＶcが、下記の式（ｄ）を満たしてもよい。
　－４５≦ＨＶｓ－ＨＶｃ≦０　…（ｄ）
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の熱間圧延線材は、　線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径を単位ｍｍでＲとしたときの前記線材の中心からＲ／５までの範囲を中心部と定義したとき、前記中心部において、初析セメンタイトの平均厚さが０．２５μｍ以下であってもよい。
（６）上記（５）に記載の熱間圧延線材は、前記中心部において、前記組織における前記初析セメンタイトの面積率が０．５％以下であってもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれかに記載の熱間圧延線材は、線径が３．０～６．０ｍｍであってもよい。
　本発明の上記態様によれば、共析鋼以上のＣと、Ｓｉ及びＣｒとを含有し、熱間圧延後に再度加熱する熱処理を施すことなく得られる、高い真歪でもデラミネーションが起きない、優れた生引き性を有する熱間圧延線材を提供することができる。
初析セメンタイトの厚みの測定方法を説明する模式図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る熱間圧延線材（以下、本実施形態に係る線材）について詳しく説明する。
　まず、本実施形態に係る線材の鋼中成分（化学成分）は以下のとおりである。以下の説明において、各元素の単位は特に断りがない限り、質量％である。
　Ｃ：０．９０～１．１０％
　Ｃ（炭素）は、熱間圧延線材および製品となる鋼線の強度を高めるために必須の元素である。Ｃ含有量が０．９０％未満ではスチールコード等の最終製品の鋼線の引張強さが低下する。そのため、Ｃ含有量を０．９０％以上とする。好ましくは、０．９５％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。
　一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると、初析セメンタイトが増加して断線が多発するのに加え、熱間圧延線材の強度が過度に高くなり、生引き性などの伸線加工性の低下や、伸線後の鋼線の延性低下を招く。そのため、Ｃ含有量を１．１０％以下とする。好ましくは１．０８％以下である。
　Ｓｉ：０．５０～０．８０％
　Ｓｉ（珪素）は、初析セメンタイトの生成を抑制する効果を有する元素である。また、Ｓｉは、伸線後の鋼線の延性を向上させる効果を有する元素である。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とする必要がある。好ましくは０．５５％以上である。
　一方、Ｓｉを過剰に含有すると、伸線加工性に有害なＳｉＯ２系介在物が発生し易くなる他、フェライトへの固溶強化が上昇することで、生引き性などの伸線加工性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．８０％以下に定める。好ましくは０．７０％以下である。
　Ｍｎ：０．１０～０．７０％
　Ｍｎ（マンガン）は、脱酸及び脱硫に有用な元素である。また、Ｍｎは、オーステナイトからの初析セメンタイトや粒界フェライトの変態を遅延させる効果を有するので、パーライト主体の組織を得るために有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする。
　一方、Ｍｎを過剰に含有しても上記効果が飽和するだけでなく、熱間圧延後の冷却過程で、ベイナイト、マルテンサイト等の過冷組織が発生し易くなったり、変態完了までの時間が長時間となり、生産性の低下や設備コストの増加につながったりする。そのため、Ｍｎ含有量を０．７０％以下に定める。好ましくは０．５０％以下である。
　Ｃｒ：０．１０～０．４０％
　Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様にオーステナイトからの初析セメンタイトや粒界フェライトの変態を遅延させる効果を有し、パーライト主体の組織を得るために有用な元素である。また、Ｃｒは、パーライト組織のラメラ間隔を狭めることにより伸線時の加工硬化率を上昇し、製品となる鋼線の強度を高めるために有用な元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量を０．１０％以上とする。
　一方、Ｃｒ含有量が０．４０％超では、これら効果が飽和するだけでなく、焼入れ性が高くなり、熱間圧延後の冷却過程でベイナイト、マルテンサイト等の過冷組織が発生し易くなったり、変態完了までの時間が長時間となり、生産性の低下や設備コストの増加につながったりする。よって、Ｃｒ含有量を０．４０％以下とする。好ましくは、０．３０％以下である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐ（燐）は不純物である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが結晶粒界に偏析して伸線加工性が低下する恐れがある。したがって、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０１５％以下に制限する。Ｐ含有量は少ないほど望ましいので、Ｐ含有量の下限が０％であってもよい。しかしながら、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．００１％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１５％以下
　Ｓ（硫黄）は不純物である。Ｓ含有量が０．０１５％を超えると、粗大なＭｎＳが形成されて生引き性などの伸線加工性が低下する恐れがある。したがって、Ｓ含有量を０．０１５％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下に制限する。Ｓ含有量は少ないほど望ましいので、Ｓ含有量の下限が０％であってもよい。しかしながら、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．００１％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、窒化物を形成する元素である。窒化物は硬質であり、熱間圧延や伸線加工で変形しないので、最終伸線加工中に断線の起点となりやすい。特にＮ含有量が０．００６０％を超えると、最終伸線加工中に断線しやすくなる。そのため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏ（酸素）は、酸化物を形成しやすい元素である。そのため、Ｏは、Ａｌなどと結合して酸化物系介在物を形成して伸線加工性を低下させる。特に、Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、酸化物系介在物が粗大化して最終伸線加工中に断線が多発し、伸線加工性の低下が著しくなる。そのため、Ｏ含有量は０．００４０％以下に規制する。好ましくは、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。
　［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］：０．５０～０．９０％（［Ｓｉ］はＳｉ含有量、［Ｃｒ］はＣｒ含有量）
　本実施形態に係る線材では、伸線後の鋼線の高強度化と高延性化とを両立させるために、ＳｉとＣｒとの合計含有量を０．５０％以上とする。両元素の合計含有量が、０．５０％未満ではこれらの効果が十分得られない。好ましくは０．６０％以上である。この調整により初析セメンタイトは生引き性に影響を及ぼさない程度に調整される、
　一方、ＳｉとＣｒとの合計含有量が０．９０％超では引張強さが過剰に増加し、生引き性が低下する。よって、ＳｉとＣｒとの合計含有量を０．９０％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。
　［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］：０．４０～０．８０％（［Ｃｒ］はＣｒ含有量、［Ｍｎ］はＭｎ含有量）
　本実施形態に係る線材では、熱間圧延時に初析セメンタイト及び粒界フェライトの生成を抑制するため、ＭｎとＣｒとの合計含有量を制御する。両元素の合計量が０．４０％未満では、これら効果が十分得られない。そのため、ＭｎとＣｒとの合計含有量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上である。
　一方、ＭｎとＣｒとの合計含有量が０．８０％超では、焼入れ性が過剰に高くなり、熱間圧延時にベイナイトやマルテンサイト等の過冷組織が発生し易くなったり、変態完了までの時間が長時間となり、生産性の低下や設備コストの増加につながったりする。よって、ＭｎとＣｒとの合計量を０．８０％以下とする。より好ましくは０．６０％以下である。
　本実施形態に係る線材は、上記の元素を含有することを基本とするが、さらに下記に示す元素の１種または２種以上を下記に示す範囲で選択的に含有させてもよい。ただし、以下の元素は必ずしも含有させなくてもよいので、下限は０％を含む。
　Ａｌ：０．００３％以下
　Ａｌは含有しなくてもよい。Ａｌ（アルミ）は脱酸元素として非常に有用であるので、その効果を活用するために含有させても良い。
　一方、Ａｌは、Ｏと反応し、Ａｌ２Ｏ３等の硬質な酸化物が発生し、生引き性や最終伸線の伸線加工性や鋼線の延性の低下要因となる元素である。そのため、Ａｌ含有量を０．００３％以下とする。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．００２％以下である。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは含有しなくてもよい。Ｎｉ（ニッケル）は、鋼のオーステナイトから初析セメンタイトや粒界フェライトへの変態を遅延させる効果を有するので、パーライト主体の組織を得るために有用な元素である。また、Ｎｉは伸線材（伸線後の鋼線）の靭性を高める元素である。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉを過剰に含有すると、焼入れ性が過大となり、熱間圧延後の冷却過程でベイナイト、マルテンサイト等の過冷組織が発生し、生引き性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｏ：１．００％以下
　Ｃｏは含有させなくてもよい。Ｃｏ（コバルト）は、熱間圧延線材における初析フェライトの析出を抑制するのに有効な元素である。また、鋼線の延性を向上させるのに有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｏ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｏを過剰に含有させてもその効果は飽和して経済的に無駄であるので、含有させる場合でも、Ｃｏ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．２０％以下
　Ｍｏは含有させなくてもよい。Ｍｏ（モリブデン）は、鋼のオーステナイトから初析セメンタイトや粒界フェライトのへ変態を遅延させる効果を有するので、パーライト主体の組織を得るために有用な元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が０．２０％超では、焼入れ性が過大となり、熱間圧延後の冷却過程でベイナイト、マルテンサイト等の過冷組織が発生し易くなる。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下である。
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは含有しなくてもよい。Ｂ（硼素）は、粒界に濃化して、初析フェライトの生成を抑制するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｂを過剰に含有するとオーステナイト中にＦｅ２３（ＣＢ）６等の炭化物が形成され、生引き伸線や最終伸線の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％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃｕ：０．１５％以下
　Ｃｕは含有させなくてもよい。Ｃｕ（銅）は、析出硬化等により、伸線後に得られる鋼線の高強度化に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｕは、過剰に含有されると粒界脆化を引き起こし、疵の発生要因となる。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１３％以下である。
　本発明の鋼は、上記成分を含有し、残部は実質的にＦｅ及び不純物で形成される。ただし、本実施形態に係る線材の効果を損なわない範囲で、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｗを含有してもよい。これらの元素は、いずれも含有量が０．０５％以下であれば本実施形態に係る線材の効果を損なわない。
　次に、本実施形態に係る線材の組織（ミクロ組織）について説明する。
［面積率で９５．０％以上のパーライトと、残部とからなる］
　本実施形態に係る線材は、面積率で９５．０％以上のパーライトと、残部とからなる。残部は、初析セメンタイト、粒界フェライト、ベイナイトまたはマルテンサイト、残留オーステナイトのいずれか１種もしくは２種以上である。初析セメンタイト、粒界フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトは、破壊の伝播経路となり得る可能性があり、これらの面積率が大きくなれば、生引き性の低下要因ともなる。そのため、パーライトの面積率を９５．０％以上とし、残部の面積率を５．０％以下とする。好ましくは、パーライトの面積率を９７．０％以上とする。パーライト面積率は１００％であってもよいが、本実施形態に係る線材の成分系で、初析セメンタイト、粒界フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの生成を完全に抑制することは困難である。これらの組織の生成を完全に抑制しようとするならば、非常に優れた冷却能力が要求され、設備コストが増加する他、引張強さが上昇する等により生引き性の低下や伸線時の負荷が増大して２次加工でコストが増加する可能性がある。そのため、パーライトの面積率は、９９．０％以下であってもよい。
［－５０＜ＴＳ－ＴＳ*＜５０］
　本実施形態に係る線材では、引張試験によって得られる引張強さＴＳ（ＭＰａ）を、下記の式（３）で規定する範囲に制御する。式（３）のＴＳで示されるＴＳ*は、以下の式（３’）によって算出される、化学組成（特にＣ含有量、Ｓｉ含有量及びＣｒ含有量）に応じた引張強さの適正値である。ＴＳ－ＴＳ*が±５０（ＭＰａ）よりも小さい範囲内であれば、Ｓｉ含有量が高くても生引き性に優れる。
　引張強さＴＳが、ＴＳ*に対して５０ＭＰａ以上小さくなると、生引き性が低下する。これは、組織において、粒径の粗大化やラメラセメンタイトが厚くなることなどによると考えられる。一方、平均引張強さＴＳがＴＳ*に対して５０ＭＰａ以上大きくなると、伸線時の加工硬化率が高くなり、鋼線の引張強さが増加し、延性が低下し易くなって、生引き性が低下する。また、ダイスや伸線機の負荷増大になり、製造コストが増加する懸念がある。
　好ましくは、ＴＳ－ＴＳ*が±４５（ＭＰａ）の範囲内であり、より好ましくはＴＳ－ＴＳ*が±４０（ＭＰａ）の範囲内である。
－５０＜ＴＳ－ＴＳ*＜５０　…（３）
　ＴＳ*（ＭＰａ）＝１０００×［Ｃ］＋１００×［Ｓｉ］＋１２５×［Ｃｒ］＋１５０…（３’）
　式（３’）において、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（質量％）を示す。
　残部組織のうち、初析セメンタイトは、断線の要因となり得るなど、伸線加工性への影響が大きい。しかしながら、初析セメンタイトが存在する場合（面積率が０％超である場合）であっても、少量の析出であり、かつ厚さ等の形状が制御されていれば、生引き性への影響は小さくなる。具体的には、線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径をＲ（ｍｍ）としたとき中心からＲ／５までの範囲（以下、中心部と言う場合がある）における、初析セメンタイトの面積率が０．５０％以下であって、初析セメンタイトの平均厚さが０．２５μｍ以下であると、生引き性は向上する。より好ましくは、初析セメンタイトの面積率は０．４０％以下であり、初析セメンタイトの厚さは０．２０μｍ以下である。初析セメンタイトの面積率や厚さが規定した値より大きいと、伸線時の欠陥も大きくなり、断線の要因となりやすくなる。本実施形態では初析セメンタイトの面積率が０％の場合もあるので、初析セメンタイトの厚さの下限は０μｍであるが、初析セメンタイトの厚さの下限は０μｍ超でもよい。
［－４５≦ＨＶｓ－ＨＶｃ≦０］
　本実施形態に係る線材において、表層部の硬さを中心部の硬さより低くすることで、伸線加工性がさらに向上する。一方で、表層部の硬さを低くし過ぎると、不均一性が増加する他、脱炭等が見られるようになり、伸線加工性が低下する。そのため、表面から０．２ｍｍの深さまでの範囲（表層領域）のビッカース硬さＨＶsと、線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径をＲ（ｍｍ）としたとき中心からＲ／５までの範囲（中心部）のビッカース硬さＨＶcとが式（４）を満たすように制御することが好ましい。ＨＶs－ＨＶcを式（４）に規定した範囲とすることで、より優れた生引き性が確保できる。
　－４５≦ＨＶs－ＨＶc＜０　…（４）
　熱間圧延線材の線径（２Ｒ）は、巻取り後の冷却速度に影響し、その結果として、金属組織や引張強さ等に影響する。熱間圧延線材の直径（線径）が６．０ｍｍ超では、線材中心の冷却速度が遅くなり易く、初析セメンタイトが生成し易くなってパーライトの面積率が低下するおそれがある。一方、熱間圧延線材の直径が３．０ｍｍ未満では、製造が困難である他、生産効率が低下し、熱間圧延線材のコストが上昇する可能性がある。したがって、線径は３．０ｍｍ以上６．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る線材が含む組織の面積率や初析セメンタイトの平均厚さ、引張強さ、表層領域及び中心部の硬さの、それぞれの測定方法について説明する。
　初析セメンタイト、粒界フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト、残留オーステナイトの面積率の測定は、以下のように行う。
　熱間圧延後の線材を切断し、長さ方向と垂直な横断面を観察できるように樹脂埋めした後、研磨紙やアルミナ砥粒で研磨して鏡面仕上げした試料にする。この鏡面仕上げを行った試料を３％ナイタール溶液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察、撮影する。撮影は断面全域を対象に、２０００倍～５０００倍の倍率で、観察視野面積が０．０２ｍｍ２以上となるよう撮影し、撮影した画像の上に透明なシート等を設置し、初析セメンタイト、ベイナイト、粒界フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトをそれぞれ別個に塗りつぶした後、粒子解析ソフトウエア等の画像解析ソフトウエアを用いて、塗りつぶした箇所の面積を測定することで、初析セメンタイト、ベイナイト、粒界フェライト及びマルテンサイト、残留オーステナイトの面積率の計測を行うことができる。測定に際して、２０００倍の倍率で測定することを基本とするが、該当測定位置が初析セメンタイト、ベイナイト、粒界フェライト及びマルテンサイト、残留オーステナイトのいずれかであるのか否か、２０００倍の倍率では判断できない場合、それより高い倍率で観察し、いずれの組織であるか判断してもよい。但し、その場合は、２０００倍と同様の視野となるよう連続で撮影する。
　パーライトの面積率は、上記で測定した初析セメンタイト、ベイナイト、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率の合計を、全体（１００％）から差し引くことで得られる。
　初析セメンタイトの厚さは、面積率の測定と同様の方法で観察サンプルの準備を行い、ＳＥＭを用いて撮影した画像を用いて測定する。線材の中心部（中心から中心からＲ／５までの範囲）で２０００倍の倍率で５視野を撮影する。それら撮影した写真の中で、初析セメンタイトのうち長径が大きいものから１０箇所について、初析セメンタイトの長径を４等分する長径方向と垂直な線を３本引き、その線上で測定される３箇所の厚みの平均値を初析セメンタイトの厚みとする。すなわち、図１において、初析セメンタイトの厚さは、Ｔ１、Ｔ２、Ｔ３の平均を当該初析セメンタイトの厚さと定義する。初析セメンタイトの厚さの測定において、測定箇所がセメンタイトの分岐点となる場合は、その箇所は平均に含めないこととする。初析セメンタイトが１０個未満の場合は、測定されたものだけで平均値を算出する。ただし、２０００倍の倍率では測定が容易でない場合、対象となる初析セメンタイトをそれより高い倍率（例えば５０００倍）で観察して厚さを測定してもよい。
　引張強さＴＳ（ＭＰａ）は、熱間圧延線材のコイルの、通常の製品において切り捨てられる非定常部を除いた部分から、連続して長さ４００ｍｍの引張試験片を８本採取し、引張試験に供する。その引張試験の結果より得られた引張強さの平均値を引張強さＴＳとする。
　また、硬さ測定は、熱間圧延線材のコイルの、非定常部を除いた部分から２リング採取し、１リングを４等分間隔で長さ１５ｍｍ程度の試験片を４個採取し、各試験片を長手方向と垂直な断面が現出するよう樹脂埋めし、アルミナ研磨した後、各断面において、表層領域及び中心部をビッカース硬さ試験にて評価する。
　表層領域のビッカース硬さは、表層領域の代表的な位置である表面から３０μｍの位置で１断面あたり４点ずつ測定する。また、中心部のビッカース硬さは線材の半径をＲ（ｍｍ）としたとき中心からＲ／５までの領域で４点測定する。同様の作業を前記の全ての断面で実施し、表層領域で測定した値の平均を表層領域のビッカース硬さＨＶs、中心部で測定した値の平均を中心部のビッカース硬さＨＶcとする。
　次に、本実施形態に係る線材の好ましい製造方法について説明する。以下に説明する製造方法は一例であり、以下の手順及び方法に限定するものではなく、本実施形態の熱間圧延線材が得られる方法であれば、如何なる方法を採用することも可能である。
　熱間圧延に供する材料は、通常の製造条件によって製造すればよい。例えば、上述した化学組成を有する鋼を鋳造し、得られた鋳片を分塊圧延にて、線材圧延に適した大きさの鋼片（一般にビレットと呼ばれる線材圧延前の鋼片）としこれを、熱間圧延に供することができる。
　得られた鋼片を熱間圧延に供して熱延線材とする。
　熱間圧延に際しては、前記鋼片を９５０～１１５０℃に加熱し、仕上圧延開始温度を８００℃以上９５０℃以下に制御することが好ましい。圧延温度は放射温度計により測定されたものであり、鋼材の表面温度を意味する。仕上げ圧延後の線材は加工発熱のため、仕上圧延開始温度よりも上昇するが、巻取り温度を８００℃以上９４０℃以下に制御することが好ましい。巻取り温度が８００℃未満では、オーステナイト粒径が微細化し、初析セメンタイトや粒界フェライトが析出し易くなる他、メカニカルなスケール剥離性も低下する。一方、巻取り温度が９４０℃超ではオーステナイト粒径が過剰に大きくなり、引張強さの上昇やベイナイトなどの面積が増加することで、生引き性が低下する。巻取り温度は、より好ましくは８３０℃以上９２０℃以下であり、更に好ましくは８５０℃以上９００℃以下である。
　熱間圧延線材は、巻取り後の冷却中に、オーステナイトからパーライトへ変態する。巻取り後、６６０℃までの平均冷却速度１を５℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下とし、６６０℃から６１０℃までの平均冷却速度２を３℃／ｓ以上５℃／ｓ以下とし、６１０℃から４５０℃までの平均冷却速度３を８℃／ｓ以上で冷却する。
　平均冷却速度１が５℃／ｓ未満では初析セメンタイトの抑制が困難であり、一方、冷却速度２０℃／ｓ超とすると、ベイナイト等の組織が多く生成し、パーライト面積率が低下するおそれがある。また、過剰な能力である他、メカニカルなスケールはく離性の低下が起きる可能性が大きくなり、また、冷却の設備コストが増加する。平均冷却速度１は、好ましくは６℃／ｓ以上１２℃／ｓ以下である。
　また、平均冷却速度２が５℃／ｓ超では変態温度が低下し、ラメラ間隔が過剰に微細化し、引張強さが過剰に高くなる。一方、３℃／ｓ未満では引張強さが低くなり過ぎ、伸線加工性が低下する。平均冷却速度２は、好ましくは３℃／ｓ以上、５℃／ｓ未満である。
　さらに、平均冷却速度３が８℃／ｓ未満では、パーライト中のセメンタイトが分断され、パーライトの面積率が低下したり、ＴＳが過剰に低くなって、生引き性が低下する。平均冷却速度３の上限は特段、制限はないが、過剰な冷却能力はコストの上昇などを招くので、３０℃／ｓ以下としてもよい。
　製造中の熱間圧延線材の温度は、放射温度計により測定した温度とする。
　本実施形態の化学組成を有し、製造条件を上記のように調整することにより、線材の組織や引張強さ等を本実施形態の範囲内とすることができる。
　以下、本発明にかかる線材の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１Ａ～表１Ｃに鋼組成（化学組成）を示し、表２Ａ、表２Ｂに熱間圧延条件を示し、表３Ａ、表３Ｂ、表３Ｃに熱間圧延線材の組織評価、引張強度や硬さの機械的製性質及び伸線材（鋼線）の引張特性及び生引き性を評価した結果を示す。
　表２Ａ、表２Ｂにおいて、
　平均冷却速度１：巻取り後６６０℃までの平均冷却速度
　平均冷却速度２：６６０℃から６１０℃までの平均冷却速度
　平均冷却速度３：６１０℃から４５０℃までの平均冷却速度
を意味する。
　表１Ａ～表３Ｃにおいて、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
　水準Ａ１～Ａ３８は、本発明例である。また、水準Ｂ１～Ｂ１８は、成分及び熱間圧延条件のいずれかが適正範囲外であり、熱間圧延線材の組織、強度範囲が本発明の適正範囲から外れた例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本実施例、比較例とも、圧延はまず、ビレットを加熱炉にて１０００～１１５０℃まで加熱した後、表２Ａ、表２Ｂに示すように、仕上げ圧延開始温度及び仕上圧延にて加工発熱で上昇した鋼材温度を制御し、圧延した後、リング状にする巻取り温度、巻取り後６６０℃までの冷却速度（冷却速度１）、６６０℃から６１０℃までの冷却速度（冷却速度２）、６１０℃からから４５０℃までの冷却速度（冷却速度３）を、表２Ａ、表２Ｂに示す条件として、熱間圧延を行った。表２Ａ、表２Ｂには、熱間圧延線材の線径も示す。巻取り後の熱間圧延線材の温度は、リングが重なっている箇所（密部）を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　熱間圧延線材の初析セメンタイト面積率及び粒界フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率及びパーライト面積率は、前述の方法に従い評価した。本発明例、比較例いずれも、組織はパーライトと、初析セメンタイト、粒界フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の残部とからなる複合組織であった。
　引張特性は、得られた熱間圧延線材のコイルから、コイルのフロント部（巻取り温度が所定温度になった部位から５０リング尾端側の場所）、及びコイルのテール部（尾端から１００リング先端側の場所）からそれぞれ５リング採取し、各リングから、等間隔になるようにサンプルを８本、計８０本採取し、試験に供した。その８０本の平均を熱間圧延線材の平均引張強さＴＳとした。サンプル長さは４００ｍｍとし、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎ、治具間を２００ｍｍとして、引張試験を行った。
　硬さ測定は、熱間圧延線材のコイルの、引張試験のサンプルを採取した箇所から、フロント部、テール部ともに連続して、１リングずつ採取し、前述の方法に従い、表層部のビッカース硬さＨＶｓ及び中心部のビッカース硬さＨＶｃを測定した。硬さ測定時の荷重は５０ｇで評価し、更に測定には圧痕サイズの５倍以上離すことで、互いの影響を及ぼさないように行った。その他、硬さの測定の方法等については線材のＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に記載の方法に準拠した。
＜伸線加工性（生引き性）＞
　上記のようにして得られた熱間圧延線材を用いて、パテンティング処理を施すことなく、伸線加工（乾式伸線）を行った。伸線加工のサンプルは、熱間圧延線材のテール部において前記の引張試験及び硬さ試験のサンプルを採取した場所から連続して１５リングを採取した。乾式伸線は前処理として、酸洗でスケール除去を行い、その後、石灰皮膜処理を行い、１パス当たりの減面率１７～２３％で伸線した。得られた伸線材を用いて、捻回試験を実施した。
　捻回試験はサンプルの直径をｄ（ｍｍ）とした際、治具間長さ１００×ｄ（ｍｍ）で、各サンプルの引張強さの１％の荷重を付与しながら、破断するまで捻りを加えた。この試験を各３本ずつ行い、デラミネーションが発生した伸線材の真歪で評価した。本発明では、デラミネーションが発生した際の真歪が２．１以上であるものを生引き性が良好であると判断した。鋼線の引張強さは、引張試験を前記の方法で３本ずつ行い、その平均を引張さとした。また、真歪は、２×ｌｎ（線材の線径／伸線された鋼線の線径）を算出することで得た。「ｌｎ」は自然対数であり、「線材の線径」は熱間圧延線材の線径である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　試験例のＡ１～Ａ３８は、何れも本発明例であり、全ての熱間圧延線材でパテンティング処理を施すことなく、真歪２．１まではデラミネーションが発生することなく伸線加工を可能とする優れた伸線加工性を示した。
　一方、Ｂ１～Ｂ１８の試験例は、本発明の要件の何れかを満たしていないため、伸線加工性が劣位であった。
　Ｂ１は、Ｃ含有量が高く、伸線加工性が低下した例である。
　Ｂ２、Ｂ４、Ｂ１８はＳｉ含有量が低く、鋼線の延性が低下した例である。
　Ｂ８は［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］（ＳｉとＣｒとの合計含有量）が高く、線材の引張強さが過剰に大きくなり、鋼線の延性が低下した例である。
　Ｂ５は、Ｓｉ含有量及び［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］が高く、鋼線の延性が低下した例である。
　Ｂ６はＭｎ含有量及び［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］が高く、Ｂ７はＣｒ含有量及び［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］が高く、Ｂ９はＭｎ含有量及び［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］が高く、線材のパーライト組織が低下し、生引き性が低下した例である。
　Ｂ１０は、Ｃｒ含有量が低く、パーライト組織が低下し、生引き性が低下した例である。
　Ｂ１１は、［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］が低く、初析セメンタイトの面積率が増加し、また、パーライトの面積率が低いため、生引き性が低下した例である。
　Ｂ１２は、Ｃｕ含有量が多く、表面に疵が生成し、鋼線の延性が低下した例である。
　Ｂ１４は、冷却速度２が小さく、線材の引張強さＴＳが低くなった結果、生引き性が低下した例である。
　Ｂ１６は、冷却速度１が大きく、ベイナイト等の組織が発達し、パーライト面積率が低下した他、線材の引張強さＴＳが高くなった結果、鋼線の延性が低下した例である。
　Ｂ１７は、冷却速度３が小さく、線材の引張強さＴＳが低くなった結果、生引き性が低下した例である。
　本発明によれば、共析鋼以上のＣと、Ｓｉ及びＣｒとを含有し、熱間圧延後に再度加熱する熱処理を施すことなく得られる、高い真歪でもデラミネーションが起きない、優れた生引き性を有する線材を提供することができる。そのため、本発明の線材は産業上の利用可能性が高い。

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．９０～１.１０％、
    Ｓｉ：０．５０～０．８０％、
    Ｍｎ：０．１０～０．７０％、
    Ｃｒ：０．１０～０．４０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１５％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    Ｏ：０．００４０％以下、
    を含有し、かつ、質量％で式（１）、（２）を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　組織が、面積率で９５．０％以上のパーライトと、残部とからなり、
    　単位ＭＰａの引張強さであるＴＳと、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｒ含有量から決定されるＴＳ*とが式（３）を満たす、
    熱間圧延線材。
    　０．５０≦［Ｓｉ］＋［Ｃｒ］≦０．９０　…（１）
    　０．４０≦［Ｃｒ］＋［Ｍｎ］≦０．８０　…（２）
    　－５０＜ＴＳ－ＴＳ*＜５０　…（３）
    　ここで、前記ＴＳ*は、以下の式（３’）によって計算される。
    ＴＳ*＝１０００×［Ｃ］＋１００×［Ｓｉ］＋１２５×［Ｃｒ］＋１５０…（３’）
    　また、前記式（１）、（２）、（３’）において、［Ｘ］は、元素Ｘの質量％での含有量である。
  2. 　前記化学組成が、
    　Ａｌ：０．００３％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｃｏ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．２０％以下、
    　Ｂ：０．００３０％以下、
    　Ｃｕ：０．１５％以下、
    から選択される１種または２種以上を含有する、
    請求項１に記載の熱間圧延線材。
  3. 　前記化学組成が、
    　Ｎｂ：０．０５％以下、
    　Ｖ：０．０５％以下、
    　Ｔｉ：０．０５％以下、
    　ＲＥＭ：０．０５％以下、
    　Ｍｇ：０．０５％以下、
    　Ｃａ：０．０５％以下、
    　Ｚｒ：０．０５％以下、
    　Ｗ：０．０５％以下、
    から選択される１種または２種以上を含有する、
    請求項１または２に記載の熱間圧延線材。
  4. 　表面から２００μｍの深さまでの範囲を表層領域と定義し、線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径を単位ｍｍでＲとしたときの前記線材の中心からＲ／５までの範囲を中心部と定義したとき、
    　前記表層領域のビッカース硬さであるＨＶsと、前記中心部のビッカース硬さであるＨＶcが、下記の式（４）を満たす、
    請求項１～３のいずれか一項に記載の熱間圧延線材。
    　－４５≦ＨＶｓ－ＨＶｃ≦０　…（４）
  5. 　線材の長手方向に対して垂直な断面の円相当半径を単位ｍｍでＲとしたときの前記線材の中心からＲ／５までの範囲を中心部と定義したとき、
    　前記中心部において、初析セメンタイトの平均厚さが０．２５μｍ以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱間圧延線材。
  6. 　前記中心部において、前記組織における前記初析セメンタイトの面積率が０．５％以下である、請求項５に記載の熱間圧延線材。
  7. 　線径が３．０～６．０ｍｍである、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱間圧延線材。
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