(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
乾式伸線に供される高炭素鋼線材であって、化学成分がmass％で、
Ｃ：０．６〜１．０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜０．９％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、組織が９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュール径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎｍ以上で、かつＰをμm 、Ｓをｎｍで表したとき下記Ｆ式がＦ＞０となる範囲内にある、伸線性に優れた高炭素鋼線材。
Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
【請求項２】
さらに、
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％
の１種または２種以上を含む請求項１に記載した高炭素鋼線材。
【請求項３】
さらに、
Ａｌ：０．０３５％以下を含む請求項１または２に記載した高炭素鋼線材。
【請求項４】
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％で、かつＡｌ：０．０３０％以下である請求項３に記載した高炭素鋼線材。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか１項に記載した成分を有する鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃で熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷却し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上冷却する、伸線性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【請求項６】
前記２℃／ｓ以下の冷却速度にて冷却後、さらに引き続いて５℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃以下まで冷却する、請求項５に記載した製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、タイヤの補強用鋼線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などの高強度鋼線の素材として乾式伸線に供される高炭素鋼線材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高強度鋼線は、熱間圧延によって製造された高炭素鋼線材を必要な線径に伸線加工することによって製造される。タイヤのスチールコード、ベルトコードなどのように細線に伸線加工される線材では、伸線時に断線すると、生産性が著しく阻害されるため、良好な伸線性が求められる。従来、かかる良好な伸線性を得るため、熱間圧延後、熱延線材を水冷し、衝風冷却することによって線材組織を微細パーライトにし、さらに乾式伸線工程の途中で１〜２回中間パテンティングを施すことが行われている。
【０００３】
しかし、近年、高炭素鋼線にはより細い線径が求められており、また生産性の向上の観点から中間パテンティングを省略することが望まれている。このため、高炭素鋼線材にはより優れた耐断線性が要求されており、さらにダイスの寿命を向上させることも生産性向上の観点から求められている。
【０００４】
かかる要求に対して、特公平３−６０９００号公報には、高炭素鋼線材のＣ当量に応じて引張強さとパーライト中の粗パーライト（５００倍の顕微鏡下で識別可能なパーライト）の割合を適正値に制御することにより、また特開２０００−６３９８７号公報には、パーライトの平均コロニー径を１５０μm 以下とし、平均ラメラ間隔を０．１〜０．４μm とすることにより、伸線性を向上させる技術が紹介されている。前記コロニーとは、パーライトのラメラの方向が揃った領域をいい、このコロニーの複数によってフェライト結晶方位が一定の領域であるノジュール（ブロックともいう。）が形成される。なお、熱間圧延後の線材は、上記公報に記載されているように、水冷により巻き取り温度を調節し、引き続きステルモア調整冷却装置により衝風量を調整することにより製造される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前者の技術では、ラメラ間隔の粗い粗パーライトが１０〜３０％程度存在するため、ダイス寿命の改善が図られるものの、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、十分な伸線性が得られていない。一方、後者の技術においてもラメラ間隔を０．１〜０．４μm とある程度粗くすることでダイス寿命を改善することができるが、ラメラ間隔を上記のように粗くした結果、平均コロニー径が実施例に開示されているように４０μm 程度に止まっており、やはり十分な耐断線性が得られているとは言えない。
【０００６】
なお、製鉄研究第２９５号（ｐ５２−６３、１９７８年、新日本製鐵株式会社発行の技報）には、断線の防止には極端なラメラ間隔の粗大化の抑制やパーライトブロック（ノジュール）サイズの粗大化の抑制が有効であることが示されているが、供試鋼としてＣｒを１〜２wt％を含むＣｒ添加高炭素鋼線材に基づく結果であり、またダイス寿命の観点を考慮して論じられたものではなく、ダイス寿命を考慮した伸線性に対してラメラ間隔とノジュールサイズとの関係について明らかにされていない。
【０００７】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、乾式伸線に供される高炭素鋼線材であって、乾式伸線における耐断線性およびダイス寿命に優れた、優れた伸線性を有する高炭素鋼線材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、ダイス寿命の向上のためにはパーライトのラメラ間隔をある程度広くし、線材の強度を下げることが必須であるとの認識の下、如何に断線を抑制、防止するかについて研究したところ、結晶粒として物理的意味のあるパーライトのノジュールの平均粒径をある値以下に微細化することで、比較的広いラメラ間隔のパーライト組織であっても耐断線性が大幅に向上し、優れた伸線性が得られることを知見し、本発明を完成するに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の高炭素鋼線材は、乾式伸線に供される高炭素鋼線材であって、化学成分がmass％で、
Ｃ：０．６〜１．０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．３〜０．９％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、あるいはさらに
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％
の１種または２種以上を含み、組織が９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュール径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎｍ以上で、かつＰをμm 、Ｓをｎｍで表したとき下記Ｆ式がＦ＞０となる範囲内とされたものである。さらに、上記組成において、Ａｌを０．０３５％以下含有させることができ、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％で、かつＡｌ：０．０３０％以下を含有させるようにするとよい。
Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
【００１０】
また、本発明の高炭素鋼線材の製造方法は、前記化学成分の鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃で熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷却し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上冷却し、あるいはその後さらに引き続いて５℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃以下まで冷却する方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高炭素鋼線材の化学成分（以下、単位はmass％）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．６〜１．０％
Ｃは強度を確保するための基本元素であり、０．６％未満では初析フェライトが生成し過ぎてパーライト主体の組織にならず、強度も低下する。一方、１．０％超では初析セメンタイトが生成して、伸線性を阻害するようになる。
【００１２】
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは脱酸作用と固溶強化により強度を高める作用を有する。０．１％未満と少な過ぎるとこれらの効果が不足し、一方１．５％を超えて高過ぎるとフェライトを固溶強化し過ぎて加工性を阻害する。
【００１３】
Ｍｎ：０．３〜０．９％
Ｍｎは脱酸作用と固溶強化による強度向上作用を有する。含有量が０．３％未満と少な過ぎるとこれらの作用が不足し、一方０．９％超ではフェライトを固溶強化しすぎて加工性を阻害するようになる。また、偏析が生じ易い元素であり、添加量が多いと偏析により組織が不均−となり、伸線性が阻害される。
【００１４】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物元素であり、少ないほど好ましい。特にフェライトを固溶強化するため、伸線性の劣化への影響が大きいので、本発明では０．０２％以下に止める。
【００１５】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓも不純物元素であり、介在物ＭｎＳを生成して伸線性を阻害するため、０．０３％以下に止める。
【００１６】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎも不純物元素であり、フェライトに固溶して、伸線時の発熱により時効硬化させ、伸線性の低下への影響が大きいため、少ないほど好ましく、０．００５％以下に止める。
【００１７】
本発明の高炭素鋼線材は、典型的には上記成分および残部Ｆｅを本質的成分とし、その他不可避的不純物からなるが、上記本質的成分の作用、効果を損なわない範囲で他の成分を添加してもよく、さらに線材の特性をより向上させる元素を添加してもよい。例えば、下記のＮｂ、Ｖの１種以上を必要に応じて添加することができる。
【００１８】
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％
これらの元素はオーステナイトの回復、再結晶、粒成長を抑制する作用を有する。これによりパーライト変態が促進され、引張強さＴＳの低下、ノジュールサイズの微細化を促進することができ、伸線性が向上する。Ｎｂが０．０２０％未満、Ｖが０．０５％未満では前記作用が過少であるため、各々下限を０．０２０％、０．０５％とする。一方、Ｎｂが０．０５０％超、Ｖが０．２０％超では過度の析出強化により伸線性が返って低下するので、各々上限を０．０５０％、０．２０％とする。Ｖは添加により焼き入れ性向上効果も有するが、上記添加範囲では強度は過大にならず、伸線性も劣化しない。
【００１９】
さらにまた、前記本質的成分からなる組成、あるいはさらにＮｂ、Ｖを添加した組成において、Ａｌを０．０３５％以下含有させても伸線性が劣化することはないが、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％で、かつＡｌ：０．０３０％以下含有させることで伸線性をより向上させることができる。
Ａｌを微量添加することで、ＡｌＮを析出させ、圧延線材のノジュールサイズをより微細に維持することが可能となる。ノジュールサイズをより微細化することで、伸線加工性がより向上し、より高い速度での伸線が可能となる。このとき、この効果を有効に発揮させるには、Ａｌを０．００６％以上添加することが好ましい。もっとも、Ａｌ添加系の高炭素鋼線は、タイヤコードやソーワイヤのような直径０．５mm以下の極細鋼線にまで加工すると、Ａｌを主成分とした不可避的な介在物がカッピー断線の起点となるため、かえって伸線性を阻害する。従って、Ａｌの微量添加は、鋼線の直径が０．５mm超のサイズの場合に適用することが好ましい。また、Ａｌを添加し過ぎても、ＡｌＮが析出し過ぎて、高い伸線速度における伸線性の向上が果たせないようになるため、Ａｌの含有量の上限は０．０３０％とすることが好ましい。なお、Ａｌを添加する場合、ＡｌＮの適量析出のために、鋼中に含有されるＮ量を０．００１５％以上に調節する必要がある。このようにＡｌ量およびＮ量を適切にコントロールすることで、適量のＡｌＮを析出させることができ、高速伸線により適した鋼線材を得ることができる。
【００２０】
次に、本発明の高炭素鋼線材の組織について説明する。
まず、組織と伸線性、ダイス寿命との関係について説明し、本発明の組織限定理由について説明する。
【００２１】
ダイス寿命を長くするためには、線材（圧延材）の強度を低下させる必要がある。引張強さＴＳ（ＭＰａ）はラメラ間隔Ｓ（μm ）によって決まり、下記の関係があることが知られている。したがって、ダイス寿命を伸ばすには、平均ラメラ間隔Ｓを大きくすることが重要である。
ＴＳ＝σ0＋ＫＳ-1/2
ここで、σ0、Ｋは定数である。
一方、歪（減面率）の小さい伸線初期には、ノジュール単位でパーライトの回転が起こり、ラメラが伸線方向に平行になるように回転する。このときラメラ間隔が粗いと円滑に回転することが困難であるため、ポイドが発生しやすくなる。ボイドが発生すると、これが起点となってカッピー断線と呼ばれる破断を引き起こし易くなり、伸線性が低下する。
【００２２】
従来の製造方法は、ラメラ間隔を広くするため、圧延後、水冷した線材を衝風冷却する際に、衝風量を絞り込んで製造していた。これによって、ラメラ間隔の広いパーライトを生成させることができるが、必然的にノジュールのサイズも大きくなり、強度の低下によるダイス寿命の向上と、ノジュールの微細化による伸線性の向上との両立が困難であった。なお、衝風量の制御においては、衝風量をゼロとするような特殊な制御は行われていない。
【００２３】
本発明では、後述するように、熱延後の冷却段階で衝風量をゼロとする冷却工程を含む冷却条件にて冷却することで、パーライトのラメラ間隔を広く維持しながら、ノジュールのサイズを飛躍的に微細化することに成功したものである。ノジュールが十分微細であれば、ラメラ間隔が広くても、伸線時にノジュールの回転が円滑に生じ、ポイドの発生ひいてはカッピー断線の発生が抑制される。このため、低強度ながら優れた伸線性を備え、より高速で伸線しても断線が生じることがなく、しかもダイス寿命の低下を防止することができる。
【００２４】
具体的組織条件として、まず組織中のパーライトの面積割合は多いほど望ましく、９５面積％以上とされる。パーライト以外の組織（フェライト、ベイナイト）が５％超であると伸線性が低下し、またフェライトは強度を低下させるため、最終製品（鋼線）の強度が出ないようになる。
【００２５】
前記パーライトはその平均ノジュール径が３０μm 以下とされる。３０μm 超では伸線の際にノジュールの円滑な回転が起きにくくなり、その分、断線し易くなり、伸線性の大幅な向上が期待できない。また、パーライトの平均ラメラ間隔は１００ｎｍ以上、好ましくは１５０ｎｍ以上とされる。１００ｎｍ未満では強度が必然的に高くなり、ダイス寿命が低下するようになる。一方、平均ラメラ間隔の上限は、下記Ｆ式がＦ＞０となる範囲内とされる。Ｆ式は、後述の実施例によって求められたものであり、ラメラ間隔を広くしたとき、その強度低下による断線発生傾向をノジュールの微細化によって相殺することができる限界を定める式であり、Ｆ＞０の範囲であれば断線を抑制しつつ、ラメラ間隔の拡張によりダイス寿命の向上を図ることができる。
Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
但し、Ｓは平均ラメラ間隔（ｎｍ）、Ｐは平均ノジュール径（μm ）
【００２６】
次に、本発明の高炭素鋼線材の工業的生産に適した製造方法について説明する。
上記化学成分の高炭素鋼を溶製後、連続鋳造により、あるいはその鋼塊を分塊圧延により鋼片（ビレット）を作製し、これを必要に応じて加熱後、仕上温度を１０５０〜８００℃として熱間圧延を終了する。仕上温度を１０５０℃以下の低温にすることによりオーステナイトの回復、再結晶、粒成長を抑制して強度低下を抑制し、ノジュールを微細化することができる。仕上温度の下限は低温過ぎると圧延機への負荷が過大となるため、８００℃以上、好ましくは９００℃以上とするのがよい。
【００２７】
仕上げ圧延後の冷却条件は、本発明において特に重要であり、図１を参照して詳細に説明する。なお、図１中、破線はパーライトのラメラ間隔を広くする際に採られる従来の冷却パタンを示すものであり、一様に冷却速度を遅くして冷却するため、ノジュール径を小さくすることに限界があり、ダイス寿命の向上と耐断線性との両立に限度があった。図１中の実線が本発明の冷却パターンであり、低強度と高耐断線性とを備えた前記パーライト組織を実現するものである。
【００２８】
仕上圧延後、直ちに、第１段冷却として、５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度まで急冷する。この第１段冷却によって、オーステナイトの回復、再結晶、粒成長を抑制して、線材の強度を低下させ、パーライトのノジュールを微細化する。第１段冷却の停止温度は、後述する第２段冷却の際にスケールを適度に生成させて、脱スケール性を確保するために規定される。スケールと伸線性とは密接な関連があり、脱スケール性が悪いと、残存スケールが多くなり、線材の表面性状が悪化し、ダイスとの摩擦が増加するため、ダイス寿命が低下し、また伸線性も低下するようになる。このため、適切なスケールを生成させるべく、第１段冷却の急冷停止温度を７５０〜９５０℃の範囲内に定める。７５０℃未満の温度まで冷却するとスケールが成長せず、脱スケールがし難くなる。一方、９５０℃超ではスケールが厚くなり過ぎるために、返って脱スケールが難くなる。また、９５０℃超では、その後の冷却過程で高温に曝される時間が長くなるため、オーステナイト粒が粒成長してしまい、微細ノジュールが得られないようになる。この第１段冷却は典型的には熱延後の線材を水冷することにより実施することができる。
【００２９】
次に、第２段冷却として、５〜２０℃／ｓの冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却する。冷却速度が５℃／ｓ未満では６８０℃よりも高い温度でパーライト変態が生じる。６８０℃超では、パーライトの核生成頻度が非常に低い状態での変態となる。このため生成するパーライト核の数が非常に少なく、少数のパーライトが成長することになり、ノジュールサイズが粗大化し、伸線性が低下する。一方、冷却速度が２０℃／ｓ超では、第２段冷却の際にスケールが成長しないようになるため、脱スケール性が悪化する。また、６２０℃未満まで冷却すると、ラメラ間隔が狭くなり、強度が高くなり過ぎてダイス磨耗が増加する。一方、６８０℃超では、高い温度域でパーライト変態が起こるため、上記のように伸線性が低下するようになる。この第２段冷却は、典型的には衝風冷却を行い、その風量を調整することにより実施することができる。
【００３０】
第２段冷却に引き続いて第３段冷却として２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上保持する。この冷却により、第２段冷却後のある程度低い温度で保持された状態でパーライト変態が進行する。このため、パーライトの変態核が数多く生成し、ノジュールが微細化する。２℃／ｓ超の冷却速度あるいは２０秒未満の保持時間では、その後の温度低下が速く、低い温度領域でパーライト変態するようになり、パーライトのラメラ間隔が狭くなって強度が上昇し、ダイス寿命を悪化させる。この第３段冷却は、衝風量を必ずしもゼロにする必要はないが、典型的には衝風を所定時間止めて衝風量をゼロとし、パーライト変態の際の発熱を利用することによって実行することができる。
【００３１】
さらに、第３段冷却の後、好ましくは第４段冷却として、５℃／ｓ以上で３００℃以下の温度まで冷却するのがよい。かかる冷却により、スケール性状が改良され、伸線性がより向上する。冷却停止温度が３００℃超では、スケールの剥離を招き、新生面に新たに非常に薄いスケールが発生して脱スケールが困難になる。また、５℃／ｓ未満の冷却速度では、３００℃以下まで冷却するのに時間がかかり、生産性が非常に悪くなる。
【００３２】
以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００３３】
【実施例】
［実施例Ａ］
本発明の成分を満足する下記高炭素鋼を転炉で溶製し、その鋼塊を分解圧延して１５５mm角のビレットを作製し、１１５０℃程度に加熱後、熱間圧延を行い、直径５．５mmの線材を得た。熱延線材を８８０〜１１００℃に設定した大気加熱炉、５８０〜６９０℃に保持した流動層に連続して通線し、線材の組織をパーライトに変態させた。この際、加熱温度、通線速度を変化させることにより、オーステナイト粒径を１０〜２００μm に制御した。流動層の温度により若干変化するが、オーステナイト粒径が小さい場合にはノジュール径が小さくなり、オーステナイト粒径が大きい場合にはノジュール径も大きくなる。一方、ラメラ間隔は流動層の温度が高ければ広くなり、低くければ狭くなる。これら温度を種々設定することにより、ラメラ間隔とノジュール径が種々異なる線材を実験室的に作製した。
【００３４】
上記の線材を用いてパーライトの面積率、平均ノジュール径、平均ラメラ間隔および引張試験により引張強さが測定された。
パーライト面積率は、線材を切断して横断面を鏡面研磨した試料を硝酸とエタノールの混合溶液でエッチングし、線材の表面と中心との間の中央位置における組織をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、倍率１０００）によって観察することによって求められた。
また、平均ノジュール径は、上記と同様にして試料を調整し、光学顕微鏡（倍率１００）にて組織観察を行い、フェライト粒度の測定方法（ＪＩＳＧ０５５２）に準拠して粒度番号Ｇを小数点以下第１位まで求め、次の式によってμm の単位に換算することによって求められた。
ノジュール径（μm ）＝１０×２(10-G)/2
一方、平均ラメラ間隔は、上記と同様に鏡面研磨し、上記と同様の方法でエッチングした試料の前記中央位置をＳＥＭで観察し、１０視野で５０００倍の写真を撮影し、各視野の写真を用いて視野内で最も、あるいはそれに次いで微細である３点でラメラに直角に線分を引き、その線分の長さとそれを横切るラメラの数からラメラ間隔を求め、すべての線分のラメラ間隔を平均することによって求められた。
【００３５】
さらにまた、上記線材の伸線性が以下のように実際に線材を伸線することによって評価された。線材は塩酸中に浸漬されてスケールが完全に除去された後、燐酸塩を線材表面に形成させる潤滑処理が行われ、その後、多段式の乾式伸線機で直径１．０mmまで伸線された。伸線は、最終伸線速度が３００ｍ／min の通常速度領域での通常伸線と、その２倍の６００ｍ／min での高速伸線とが行われた。伸線性の評価は、耐断線性については線材１００トン当たりの断線の有無によって評価された。さらに、断線が生じなかった線材についてダイスへの影響が調べられ、伸線後の表面性状（ダイス荒れによる表面傷が観察されなかった場合：○、断続的に軽微な表面傷が観察された場合：△、連続的な表面傷が観察された場合：×）とダイス寿命（ダイスが割れることなく摩耗もほとんど生じなかった場合：○、ダイスが割れなかったものの軽微な摩耗が生じた場合：△、摩耗が著しく、ダイスが割れた場合：×）とが評価された。
【００３６】
これらの測定結果、観察結果を表１に併せて示す。表１には前記Ｆ式によって算出した値（Ｆ値）も併記した。また、平均ラメラ間隔と平均ノジュール径と伸線速度６００ｍ／min における総合判定との関係を整理したグラフを図２に示す。前記Ｆ式は、同図において総合判定の○（図２中◎）および△（図２中○）と、×（図２中●）との境界線を求めることによって決定されたものであり、図中に実線により示される。
【００３７】
【表１】
0003681712.tif 000002
【００３８】
表１より、平均ラメラ間隔、平均ノジュール径、Ｆ値が本発明条件を満足する試料No. １〜１７（発明例）では、通常伸線、高速伸線のいずれの場合でも良好な結果を得た。特に平均ラメラ間隔が１５０ｎｍ以上かつＦ値が適正なNo. ４〜１７では伸線性が非常に優れている。一方、試料No. ２１〜３６は比較例であり、No. ３１はパーライト量が過少であり、平均ラメラ間隔が１００ｎｍよりも狭いため、通常伸線においても表面性状が悪く、またダイスに割れが生じた。他のものでは、Ｆ値がＦ＜０となっており、通常伸線では問題がないものもあったが、高速伸線では全て断線してしまい、伸線性の劣化が著しい。
【００３９】
［実施例Ｂ］
下記表２に記載した種々の成分の鋼を用いて、実施例Ａと同様に、パーライト組織を有する直径５．５mmの熱間圧延線材を製作し、実施例Ａと同様に、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。Ａｌを含有する試料線材の伸線性については、より一層条件の厳しい、最終伸線速度が８００ｍ／min での高速伸線をも実施し、評価した。
それらの結果を表３に示す。
【００４０】
【表２】
0003681712.tif 000003
【００４１】
【表３】
0003681712.tif 000004
【００４２】
表３より、発明例のNo. １〜９は、本発明の成分、パーライト組織条件を満足しており、通常伸線、高速伸線のいずれの場合でも良好な結果を得た。これに対して、比較例のNo. ２１，２２はＮｂ、Ｖのいずれかが規定量を超えて多量に添加されており、これらの元素による析出強化によって強度が非常に高くなり、通常伸線ではNo. ２２は断線しなかったものの、高速伸線では全て伸線途中で断線し、伸線性に劣る。
また、Ａｌ、Ｎをバランスよく含有した発明例のNo. ３０〜３２は伸線速度が８００ｍ／min の高速伸線であっても良好な伸線性を示した。一方、Ａｌは含有するもののＮ量が極めて少ないNo. ４０やＡｌ量が多過ぎるNo. ４２では、伸線速度：６００ｍ／min までは良好な伸線性を示したものの、伸線速度：８００ｍ／min では断線を生じた。また、Ａｌを含有するものの、Ｎが０．００５５％含有するNo. ４１はＮ量が多すぎて伸線性が劣化している。
【００４３】
［実施例Ｃ］
本発明の成分を満足する下記高炭素鋼を連続鋳造によりビレットを作製し、表４に示した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱間圧延し、この線材を熱延後直ちに図１に示す冷却曲線および表４に示す冷却速度、冷却停止温度、冷却時間に従って冷却した。第１段冷却は水冷により、第２段および第４段冷却は衝風冷却により、第３段冷却は衝風を停止して冷却速度を調整した。
・鋼組成（残部Ｆｅ、単位mass％）
Ｃ：０．８１６％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４６％、
Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００２５％
このようにして得られた線材を用いて、実施例Ａと同様にして、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。それらの結果を表５に示す。
【００４４】
【表４】
0003681712.tif 000005
【００４５】
【表５】
0003681712.tif 000006
【００４６】
表５より、本発明の製造条件に従って熱間圧延、冷却を行った発明例No. １〜１１は、いずれも平均ラメラ間隔、平均ノジュール径、これらの値から求められるＦ値がそれぞれ本発明条件を満足しており、良好な伸線性が得られることが確認された。
【００４７】
一方、比較例については、No. ２１は圧延温度が１０５０℃を超えており、このため平均ノジュール径が大きく、Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線した。No. ２２は仕上げ圧延直後の第１段冷却の冷却速度が３５℃／ｓと遅いために平均ノジュール径が大きく、Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線した。No. ２３は第１段冷却の冷却停止温度が９２３℃と９００℃を超えているために平均ノジュール径が粗大化し、Ｆ＜０となり、またスケールが厚くなって脱スケール性が悪化したため、高速伸線で断線した。No. ２４は第２段冷却の冷却速度が２９℃／ｓと速いため、スケールが十分に成長せず、このため脱スケール性が悪化したため、高速伸線時に断線した。No. ２５は第２段冷却の停止温度が６９５℃と高く、このため第３段冷却の開始温度が６８０℃を超えるため、ラメラ間隔は十分広いが、ノジュールの微細化が不足して、Ｆ＜０となり、高速伸線時に断線した。No. ２６は、第２段冷却の停止温度が６１０℃と低すぎるため、またNo. ２７は第３段冷却の冷却速度が２．８℃／ｓと速すぎるため、ラメラ間隔が狭くなり過ぎて平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が高くなり過ぎ、高速伸線時に断線した。またNo. ２８は第３段冷却の冷却時間が短すぎるため、第３段冷却の際に高温域で十分にパーライト変態が進行せず、その後の第４段冷却中の低温域にてパーライト変態が進行したため、平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が過大となって、高速伸線時に断線した。また、No. ２９は第２段冷却〜第４段冷却を段階的に行うことなく一様の冷却速度にて冷却した従来の製造条件に対応した例であり、平均ラメラ間隔は広いが、平均コロニー径が４０μm 程度に微細化されたものの、平均ノジュール径はかなり大きいレベルに止まっており、このため高速伸線時に断線が生じた。
【００４８】
［実施例Ｄ］
下記鋼組成の高炭素鋼を用いて、実施例Ｃと同様に連続鋳造によりビレットを作製し、表６に示した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱間圧延した。その後、得られた線材の冷却速度を実施例Ｃと同様の方法で調節して、製造条件が伸線性に及ぼす影響を調べた。その結果を表７に示す。
・鋼組成（残部Ｆｅ，単位mass％）
Ｃ：０．７９０％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．３８％、Ｐ：０．００６％、
Ｓ：０．００９％、Ｎ：０．００３５％、Ａｌ：０．０１８％
【００４９】
【表６】
0003681712.tif 000007
【００５０】
【表７】
0003681712.tif 000008
【００５１】
表７より、本発明の製造条件に従って熱間圧延、冷却を行った発明例の試料No. １〜３は、ＡｌおよびＮを適量含有するものであるので、伸線速度が８００ｍ／min まで良好な伸線特性が得られた。一方、比較例の試料No. １１は、熱間圧延仕上温度が１０５０℃を超え、かつ第１段冷却の冷却停止温度が９５０℃を超えているため、平均のノジュール径が大きくなり、Ｆ値が負となり、伸線時に断線した。また、比較例の試料No. １２は第２段冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満であり、かつその冷却停止温度も６８０℃を超えているため、平均のノジュール径が粗大化し、Ｆ値が負となって、伸線時に断線した。
【００５２】
【発明の効果】
本発明の高炭素鋼線材は、所定成分の下、９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ラメラ間隔を１００ｎｍ以上としてダイス寿命の向上を図る一方、従来ラメラ間隔を広げる製造条件の下では不可能であった領域まで平均ノジュール径を微細化したので、乾式伸線における断線の発生を抑制しつつ、強度の上昇を抑えてダイス寿命の向上を図ることができ、優れた伸線性を備える。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高炭素鋼線材の製造における熱延後の冷却工程を示す冷却線図である。
【図２】実施例における平均ノジュール径および平均ラメラ間隔と伸線性との関係を示すグラフである。
【図１】
0003681712.tif 000009
【図２】
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