(57)【要約】【課題】低サイクル疲労特性に優れ、ワイヤロープやＰＣ鋼線等の高強度鋼線の素材として有用な鋼線用線材、およびこのような特性を発揮できる鋼線を提供する。【解決手段】本発明の鋼線用線材は、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ｐ：０％以上、０．０３０％以下、Ｓ：０％以上、０．０３０％以下、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、パーライトを主相とし、初析フェライトの面積率が１．０％以下であると共に、初析フェライトの平均厚みが５μｍ以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．３％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｐ  ：０％以上、０．０３０％以下、
Ｓ  ：０％以上、０．０３０％以下、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
パーライトを主相とし、初析フェライトの面積率が１．０％以下であると共に、初析フェライトの平均厚みが５μｍ以下である鋼線用線材の製造方法であって、
当該化学成分組成からなる鋳片を１２００〜１４００℃に加熱した後、分塊圧延を行う分塊圧延工程と、
ビレットを１０００℃以上に加熱した後、圧延の最終４パスにおける歪速度を０．５秒−１以上で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
圧延後の載置温度を８００〜１０００℃とし、載置温度からパーライト変態開始までを５℃／秒以上で冷却する冷却工程とを含む、鋼線用線材の製造方法。
【請求項２】
前記鋼線用線材中の固溶Ｂの含有量が０．０００３％以上である請求項１に記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項５】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｃｏ：０％超、１．０％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項６】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ワイヤロープやＰＣ鋼線等に用いられる高強度の鋼線の素材となる鋼線用線材、およびそのような鋼線に関する。
【背景技術】
【０００２】
エレベータ用ロープやクレーンの巻上げロープなど、繰り返し曲げ応力が付加される鋼撚り線においては、素線の曲げ疲労特性がロープの設計強度や寿命を決定する重要因子である。近年では、エレベータの高速化やクレーンの小型化に伴うロープの軽量化ニーズが増大しており、それを実現する曲げ疲労特性に優れた高強度な鋼線用線材が求められている。また曲げ疲労特性に優れた高強度な鋼線用線材は、ＰＣ（Ｐｒｅｓｔｒｅｓｓｅｄ  Ｃｏｎｃｒｅｔｅ）鋼線の素材としても有用である。
【０００３】
線材の特性を改善するための技術として、これまでにも様々提案されている。例えば、特許文献１では、鋼中にＢＮ系介在物を微細析出させることによって疲労強度を向上させる技術が開示されている。しかしながら、この技術で問題にしている特性は、１０7回の疲労限近くで起こる高サイクル疲労であり、上記のような環境で要求されるような、１０4〜１０5回で起きる低サイクル疲労とはメカニズムが異なる。ワイヤロープの様な長期間外気に晒される製品においては、表層部の酸化や水素の侵入、素線同士の摩擦などの影響によって、表層部に亀裂が発生しやすく、本来の疲労限よりも遥かに低寿命で断線が生じる可能性があるため、亀裂進展を抑制する対策を講じる必要がある。
【０００４】
特許文献２には、熱間圧延後に直接溶融ソルトパテンティング処理することによって、線材の組織を、初析フェライトの面積率が３％以下のパーライト組織に制御して、高強度線材を得る技術が開示されている。しかしながらこの技術では、高強度線材を得るためには、熱間圧延後に直接的にパテンティング処理を行なうことができる特殊な設備が必要となり、設備投資が増大することになる。またこのような設備は、線材をコンベア上で搬送させつつ冷却する、所謂ステルモア冷却設備に比べて、生産性やメンテナンス性に劣るという欠点もある。しかも、線材中の初析フェライトの面積率を低減するだけでは、十分な疲労特性の向上効果が発揮されない。
【０００５】
また特許文献３では、線材の金属組織を、９５％以上のパーライト組織とし、且つ線材の軸方向に垂直な断面の中心部のパーライトのパーライトブロック粒径の最大値や平均値を所定の範囲に制御することによって高延性の線材を得る技術が開示されている。またこの技術では、伸線加工性を良好にする上で、初析フェライトの体積率を２％以下に調整することが有用であることも開示されている。しかしながら、これらの要件を規定しただけでは、疲労特性については十分な効果が得られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１１−２２５９９０号公報
【特許文献２】特開２００７−３９８００号公報
【特許文献３】国際公開第２００７／１３９２３４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、低サイクル疲労特性に優れ、ワイヤロープやＰＣ鋼線等の高強度鋼線の素材として有用な鋼線用線材、およびこのような特性を発揮できる鋼線を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決し得た本発明の鋼線用線材は、
質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．３％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｐ  ：０％以上、０．０３０％以下、
Ｓ  ：０％以上、０．０３０％以下、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
パーライトを主相とし、初析フェライトの面積率が１．０％以下であると共に、初析フェライトの平均厚みが５μｍ以下である点に要旨を有する。
【０００９】
尚、「パーライトを主相とする」とは、金属組織の９５面積％以上がパーライト組織であることを意味する。また、初析フェライトの平均厚みとは、初析フェライトを光学顕微鏡で観察したときに、初析フェライトの幅方向厚みの平均値を意味する。
【００１０】
本発明の鋼線用線材において、固溶Ｂの含有量が０．０００３％以上であることが好ましい。
【００１１】
本発明の鋼線用線材は、更に、（ａ）Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、（ｃ）Ｃｏ：０％超、１．０％以下、（ｄ）Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、等を含有することも好ましい。
【００１２】
本発明は、上記した鋼の化学成分組成からなり、１０万回疲労強度σが、引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）とで下記（１）式の関係を満足する鋼線も包含する。
σ＞０．４５ＴＳ                    …（１）
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、伸線加工前の鋼線材の初析フェライトの面積率を低減し、且つその厚みを小さくすることによって、冷間加工（伸線加工）後の鋼線の曲げ疲労強度を向上させて、優れた疲労特性を発揮させることができる。特に、１０4〜１０5回程度の繰り返し応力負荷で生じる低サイクル疲労に対して、優れた特性を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、４点曲げ疲労試験の実施状況を示す概略説明図である。
【図２】図２は、観察された初析フェライト粒の例を示す図面代用顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、パーライトを主相とする金属組織である鋼線材において、低サイクル疲労特性を左右する因子を鋭意調査した。その結果、パーライト組織中に僅かに析出した初析フェライト（以下、「初析α」略記することがある）が疲労亀裂の進展を促進することを突き止めた。炭素含有量が０．７０％以上となるような高炭素鋼では、初析αは旧オーステナイト粒界に板状に析出するが（後記図２参照）、初析αの面積率を１．０％以下にした上で、その厚みを低減することで優れた低サイクル疲労特性が発揮できることを見出し、本発明を完成した。
【００１６】
主相がパーライト組織である鋼線材においては、初析αとパーライトの界面にボイドが生じ、疲労亀裂の進展を促進する。したがって、初析αの面積率をできるだけ低減し、界面の量を減少させることが重要である。また初析αの面積率を低減することで、捻回試験時の縦割れを抑制する効果も得られる。縦割れが起きると、撚り線加工に耐えられないので、縦割れする鋼線は不良と判断される。これらの効果を考えると、初析αの面積率を１．０％以下（金属組織全体に対する割合）にする必要がある。初析αの面積率は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。
【００１７】
初析αの面積率を低減するためには、Ｂの添加が有効である。初析αの面積率低減効果を発揮するのは、Ｂが固溶Ｂとして存在する場合であり、ＢＮの様な化合物として析出してしまった分はその効果を失うことになる。したがって、本発明の鋼線材では、Ｎ量、Ｂ量を適切な範囲に制御することが必要であり、またＢＮが析出しにくい製造条件で製造することが好ましい。
【００１８】
一方、初析αの厚みが大きくなると、界面に発生したボイドへの応力集中によってボイドが拡大し、疲労亀裂の進展を助長して疲労強度を低下させる。厚みが小さい初析αは、伸線加工によって変形し、無害化するが、厚みの大きい初析αは伸線加工後にも残存して曲げ疲労強度（以下、単に「疲労強度」と呼ぶことがある）を低下させる。具体的には、初析αの平均厚みを５μｍ以下にする必要がある。初析αの平均厚みは、好ましくは４μｍ以下であり、より好ましくは３μｍ以下である。
【００１９】
初析αの平均厚みを小さくするためには、ＴｉＣを始めとするＴｉ系介在物を鋼中（特に粒界近傍）に微細分散させ、初析αの析出核を多数生成し、且つその核成長を抑制することが有効である。そのためには、鋼線材中のＴｉ量を適切な範囲に制御することが必要となり、更にはＴｉＣなどＴｉ系介在物が微細析出しやすい製造条件で製造することが好ましい。
【００２０】
本発明に係る鋼線材は、ワイヤなどに適用したときにその基本的な特性を発揮させる上からも、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。上記したＢ、Ｎ、Ｔｉの量も含め、その化学成分組成は以下の通りである。尚、化学成分組成における「％」は、いずれも「質量％」である。
【００２１】
（Ｃ：０．７０〜１．３％）
Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｃ量の増加に伴って、冷間加工前の線材（鋼線材）、および冷間加工後の鋼線の強度が向上する。またＣ量は、初析αの析出量にも影響を与え、Ｃ量が少ないと初析αの析出を十分に抑制できない。そこで、Ｃ量は０．７０％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．７４％以上であり、より好ましくは０．７８％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になり過ぎると、初析セメンタイト（以下、「初析θ」と略記することがある）が析出し、伸線加工中に断線を引き起こす。そこで、Ｃ量は１．３％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。
【００２２】
（Ｓｉ：０．１〜１．５％）
Ｓｉは、脱酸剤としての作用を有し、また線材の強度を向上させる作用も有する。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｓｉ量を０．１％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になり過ぎると、冷間伸線性を悪化させ、断線率の増加を引き起こす。そこで、Ｓｉ量を１．５％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
【００２３】
（Ｍｎ：０．１〜１．５％）
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用も有しているが、特に鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、鋼の靭性および延性を高める作用を有している。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｍｎ量は０．１％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｍｎは偏析し易い元素であり、過剰に添加すると、Ｍｎ偏析部の焼入れ性が過剰に増大し、マルテンサイト等の過冷組織を生成させる恐れがある。そこで、Ｍｎ量は１．５％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
【００２４】
（Ｎ：０．００１〜０．００６％）
Ｎは、鋼中のＢと化合してＢＮを形成し、Ｂによる効果を失わせる。また、固溶状態のＮは伸線時に歪み時効による捻回特性の低下を引き起こし、著しい場合には縦割れを招く。これらの弊害を防ぐために、Ｎ量は０．００６％以下とする。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。一方、少量であればＴｉＮやＡｌＮなどの窒化物によって結晶粒を微細化し、線材の延性を高める効果がある。そのような効果を発揮させるために、Ｎ量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
【００２５】
（Ａｌ：０．００１〜０．１０％）
Ａｌは、有効な脱酸元素である。また、ＡｌＮの様な窒化物を形成して結晶粒を微細化する効果も有する。このような効果を有効に発揮させるために、Ａｌ量は０．００１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ａｌを過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3の様な酸化物を形成し、伸線時の断線を増加させる。こうした観点から、Ａｌ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２６】
（Ｔｉ：０．０２〜０．２０％）
Ｔｉは、ＴｉＣの様な炭化物を形成し、初析αの粒径（厚み）を低減する働きがある。
また、鋼中のＮと化合してＴｉＮの様な窒化物を形成し、Ｎによる捻回特性の低下を防ぐ働きもある。それらの効果を有効に発揮させるために、Ｔｉ量は０．０２％以上とする。
好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣやＴｉＮ等のＴｉ系介在物が多量に析出し、伸線時の断線を増加させる。したがって、Ｔｉ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
【００２７】
（Ｂ：０．０００５〜０．０１０％  好ましくは固溶Ｂとして０．０００３％以上）
Ｂは、初析αの生成を妨げ、その面積率を低減する働きがある。しかし、ＢＮの様な化合物を形成した場合には、このような作用を発揮しない。Ｂの効果を有効に発揮させるために、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましいＢ量の下限は０．０００７％以上であり、より好ましくは０．００１％以上である。また、固溶Ｂとして鋼中に０．０００３％以上含有されることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。
一方、Ｂ量が過剰になると、Ｆｅとの化合物であるＦｅ−Ｂ系化合物、例えばＦｅＢ2が析出し、熱間圧延時の割れを引き起こすため、Ｂ量は０．０１０％以下にする必要がある。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
【００２８】
（Ｐ：０％以上、０．０３０％以下）
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労強度を低下させるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ量は０％であってもよいが、通常０．００１％以上で含まれる。
【００２９】
（Ｓ：０％以上、０．０３０％以下）
Ｓは、Ｐと同様に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労強度を低下させるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。したがって、Ｓ量は０．０３０％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｓ量は０％であってもよいが、通常０．００１％以上で含まれる。
【００３０】
本発明の線材の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。また本発明の線材は、強度、靭性、延性等の特性を更に向上させるため、必要に応じて、更に（ａ）Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、（ｃ）Ｃｏ：０％超、１．０％以下、（ｄ）Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、等を含有することも好ましい。
【００３１】
（Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や靭性を高める作用を有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｒ量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になり過ぎると、焼入れ性が向上して熱間圧延中に過冷組織を発生させる危険性が高まるため、Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．６％以下である。
【００３２】
Ｖは炭窒化物を形成して線材の強度を向上させる効果がある。また、Ｎｂと同様にＡｌＮが析出した後の余剰の固溶Ｎと窒化物を形成し、結晶粒微細化に寄与する他、固溶Ｎを固定することによる時効脆化の抑制効果も有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｖ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｖは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的に無駄であるため、Ｖ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．２％以下である。
【００３３】
ＣｒおよびＶは、線材の強度（引張強度）を高める上で有用な元素であり、これらは１種または２種を併用して含有させてもよい。
【００３４】
（Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）  Ｎｉは、伸線後の鋼線の靭性を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｎｉ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｎｉは過剰に添加してもその効果が飽和し、経済的に無駄である。したがって、Ｎｉ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
【００３５】
Ｎｂは、ＴｉやＡｌと同様に窒化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼線の靭性向上に寄与する他、固溶Ｎを固定することによる時効脆化の抑制効果も有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｎｂ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｂは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的に無駄であるため、Ｎｂ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
【００３６】
ＮｉおよびＮｂは、鋼線の靭性を高める上で有用な元素であり、これらは１種または２種を併用して含有させてもよい。
【００３７】
（Ｃｏ：０％超、１．０％以下）
Ｃｏは、初析セメンタイトを低減し（特にＣ量が高い場合）、組織を均一なパーライト組織に制御しやすくするという作用を有する。この作用を有効に発揮させるために、Ｃｏ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｏは過剰に添加してもその効果が飽和し、経済的に無駄である。
したがって、Ｃｏ量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．６％以下である。
【００３８】
（Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）  Ｍｏは、鋼線の耐食性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｏ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｍｏ量が過剰になると、熱間圧延時に過冷組織が発生しやすくなり、また延性も劣化する。そこでＭｏ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
【００３９】
Ｃｕは、Ｍｏと同様に鋼線の耐食性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｕ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上であり、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、Ｓと反応して粒界部にＣｕＳを偏析させ、線材製造過程で疵を発生させる。このような影響を避けるために、Ｃｕ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
【００４０】
冷間伸線前の線材は、通常、化学成分を適切に制御した鋼を溶製、分塊圧延および熱間圧延し、更に必要に応じてパテンティング処理することにより製造される。本発明で規定する要件（金属組織、初析α面積率、初析αの平均厚み）を満足させつつ本発明の線材を製造するにあたっては、Ｔｉ、ＢおよびＮの含有量を上記の範囲に適正に制御した上で、ＴｉＣやＢＮの析出挙動を適切にコントロールすることが重要である。
【００４１】
まず、分塊圧延では、鋳片を１２００℃以上に加熱し、鋳造時に析出した粗大なＴｉＣを分解することが好ましい。加熱温度が１２００℃よりも低いと、線材に粗大なＴｉＣが残存し、初析αの厚みを十分に小さくできないので、疲労強度が低下する。この加熱温度は、より好ましくは１２５０℃以上であり、更に好ましくは１３００℃以上であるが、あまり高くなり過ぎると、線材の溶融が生じるので、通常は１４００℃程度までに設定される。
【００４２】
続いて熱間圧延を行なうにあたっては、１０００℃以上の温度範囲に加熱することにより、ビレット中の粗大なＢＮを十分に分解した上で、圧延後の水冷で十分に冷却して、圧延材（線材）のレイングヘッドでの載置温度を８００〜１０００℃に制御することが好ましい。このときの載置温度が１０００℃を超えると、載置後のコンベヤ上での冷却中に、線材中に多量のＢＮが析出し、固溶Ｂが十分に確保できない恐れがある。より好ましくは９８０℃以下であり、更に好ましくは９５０℃以下である。また、載置温度が８００℃未満となると、線材の変形抵抗が増大し、レイングヘッドでの載置不良（例えば、コイリングできない）が生じる可能性があるので、８００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８２０℃以上であり、更に好ましくは８５０℃以上である。
【００４３】
また熱間圧延を実施する際に、圧延の最終４パスにおける歪み速度を０．５秒-1以上とし、動的再結晶によって結晶粒を微細化すると共に、微細なＴｉＣを析出させることが好ましい。歪み速度が０．５秒-1よりも小さくなると、ＴｉＣを十分に微細化することができず、初析αの平均厚みを十分に小さくできない。このときの歪み速度は、より好ましくは０．８秒-1以上、更に好ましくは１．０秒-1以上であるが、設備負荷の問題から、通常は５秒-1以下とすることが好ましい。尚、歪み速度をＶεとすると、一つ目のロール（最終パスから４パス手前のロール）に入線する前の断面積Ｓ0（ｍ2）と、最終パス通過後の断面積Ｓ4（ｍ2）と、４パスの合計通過時間(圧延時間)ｔ（秒）を用いて、下記（２）式で表わせる。
Ｖε＝{ｌｎ（Ｓ0／Ｓ4）}／ｔ              …（２）
【００４４】
載置後、冷却コンベヤ上で線材を冷却し、この冷却中にパーライト変態を起こさせるが、パーライト変態開始までの平均冷却速度を５℃／秒以上として急冷することが好ましい。このときの平均冷却速度が遅くなると、初析αが高温で析出して粗大化しやすくなり、初析αの厚みを十分に小さくできない恐れがある。また、平均冷却速度が５℃／秒より小さくなると、局所的にコーズパーライトと呼ばれるラメラ間隔が極端に粗い組織が析出し、伸線性を低下させることもある。尚、パーライト変態の開始については、線材の温度を測定し、変態発熱によって冷却曲線が変化する点（変曲点）を求めれば良い。この平均冷却速度は、より好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは１５℃／秒以上である。平均冷却速度の好ましい上限は１００℃／秒以下であり、より好ましくは５０℃／秒以下である。
【００４５】
上記のようにして得られた線材は、そのまま伸線加工（冷間加工）して鋼線として使用できるが、伸線加工前にパテンティング処理を施しても良い。こうした伸線加工前のパテンティング処理を施すことによって、線材の強度を高め、且つ強度ばらつきを低減することができる。
【００４６】
また細径の鋼線を製造する場合のように、伸線加工度が大きくなることが予想されるときには、圧延材からある程度伸線した後にパテンティング処理を施し、線材組織を未加工のパーライト組織に戻した上で、更に伸線加工を行なうことも有用である。このとき、パテンティング処理を施すことで、熱間圧延時に得られた初析αは失われることになるが、微細析出したＴｉＣと十分な量の固溶Ｂが確保されていれば、一般的なパテンティング処理条件によって適切な初析αの面積率と平均厚みを得ることができる。
【００４７】
パテンティング処理を施すときの加熱温度（この温度を「再加熱温度」と呼ぶことがある）は、９００〜１０００℃程度が好ましく、より好ましくは９２０℃以上、９８０℃以下である。また、保持温度は５３０〜６００℃程度が好ましく、より好ましくは５５０℃以上、５８０℃以下である。再加熱温度は、未固溶炭化物の残存を防ぎ、組織を完全にオーステナイト化する観点から、９００℃以上であることが好ましいが、あまり高温になると、ＴｉＣが粗大化したり、固溶ＢがＮと反応して減少したりすることで、所定の初析αの面積率、平均厚さが得られないことがある。
【００４８】
本発明の線材は、疲労亀裂の発生、進展を助長する初析αの量が十分に低減され、且つその厚さが小さく制御されているため、これを冷間加工した鋼線や、その鋼線を全部または一部に用いたワイヤロープやＰＣ鋼線などの製品は、通常品よりも疲労特性に優れている。一般に、引張強度と疲労強度は比例関係にあるが、本発明の線材から製造された鋼線は、１０万回疲労強度σが、引張強度ＴＳとで下記（１）式の関係を満足することを特徴としており、本発明はこの様な鋼線をも包含する。また、本発明は、こうした鋼線を全部または一部に使用して製造されたワイヤロープ等の製品をも包含する。
σ＞０．４５ＴＳ                    …（１）
【００４９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００５０】
下記表１に示す化学成分組成の鋼塊を、下記表２に示した条件で分塊圧延、熱間圧延して線材コイルに加工し、一部のものは更にパテンティング処理を行った（表３）。表２、３において圧延線径とパテンティング線径が異なるものは、中間伸線を挟んで熱処理したことを示している。
【００５１】
【表１】
2018162523.tif 000002
【００５２】
【表２】
2018162523.tif 000003
【００５３】
【表３】
2018162523.tif 000004
【００５４】
仕上げ伸線前の線材からサンプルを採取し、引張試験、金属組織（初析αの面積率、パーライト面積率、初析αの平均厚み）の評価、固溶Ｂ量の測定を、下記の方法によって実施した。
【００５５】
（初析αの面積率の評価）
試料を樹脂等に埋め込んで鏡面研磨し、腐食液にトリニトルフェノールとエタノールの混合液を用いると、光学顕微鏡で観察した際に初析αが白く浮かび上がるので、画像解析によってその面積率を評価することができる。測定は横断面のＤ／４部（Ｄは線材の直径）を代表組織と考え、倍率４００倍で撮影して合計５視野を評価した。下記表４に示した「初析αの面積率」は、その平均値を示す。尚、横断面とは線材長手方向に対して垂直な面を指す。また、この方法によって、パーライトの面積率も測定した。
【００５６】
（初析αの平均厚みの評価）
上記と同様に鏡面研磨した試料を、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｒｅｃｔｒｏｎ  Ｍｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって組織観察し、観察された初析α粒の１０個の厚みを測定し、その平均値（１個当たりの厚み）を評価した。測定は同様に横断面のＤ／４部にて行なった。
【００５７】
（固溶Ｂ量の測定）
固溶Ｂ量は、電解抽出残渣測定で評価した。１０％アセチルアセトン溶液を用いた電解抽出残渣測定を行ない、目開き：０．１μｍのメッシュを用い、残渣中の化合物型Ｂ量をブロムエステル法で測定した。鋼中の全Ｂ量から化合物型Ｂ量を差し引くことで、固溶Ｂ量を求めた。尚、ブロムエステル法に用いた試料は、３ｇとした。また固溶Ｂ量は、９００℃以上の熱履歴を受けない限り変化しないため、冷間加工後の鋼線で調査しても良い。
【００５８】
得られた線材コイルを伸線加工して鋼線（ワイヤ）を作製し、鋼線の引張強度ＴＳ（素線強度）および降伏点ＹＰ（Ｙｉｅｌｄ  Ｐｏｉｎｔ）を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に準拠して測定すると共に、捻回特性、疲労特性を下記の方法で評価した。
【００５９】
（捻回特性の評価）
捻回特性は、捻回試験を行ない、破断までに要した捻回値（破断捻回数）を求めた。下記表５中の捻回値は、Ｎ＝５本の平均値である。このとき、捻り速度は５２回／分、張力は５００ｇｆ（４．９Ｎ）とした。尚、捻回値は、チャック間距離（試験線長）を、線径ｄの１００倍（１００ｄ）に換算して規格化した。また、破面観察によって正常破面と縦割れを判別し、５本中１本でも縦割れしたものは、後記表５において「縦割れあり」と記載した。
【００６０】
（疲労特性の評価）
疲労特性は、４点支持となる治具によって、繰り返し４点曲げ疲労試験を実施して評価した（図１：支持点を○で示す）。試験は片曲げで行ない、最大応力と最小応力の差を応力振幅と定義した。種々の応力振幅で１０万回の繰り返し曲げを行ない、Ｎ＝３本の試験で全て破断（断線）しなかったものを合格、１本でも破断したものは不合格と判定した。
合格した試料における最大の応力振幅を、疲労強度と定義した。尚、応力波形は正弦波、周波数は１０Ｈｚとした。
【００６１】
これらの結果を、下記表４、５に示す。尚、表４において、金属組織の項目において、「Ｐ」と示したものは、パーライト組織が９５面積％以上であったこと（即ち、パーライトが主相であること）を示している。また、「Ｐ＋α」や「Ｐ＋θ」と示したものは、パーライト組織の他に、フェライト（α）やセメンタイト（θ）が混合した組織となっており、パーライト組織が９５面積％未満であったことを示している。
【００６２】
【表４】
2018162523.tif 000005
【００６３】
【表５】
2018162523.tif 000006
【００６４】
これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜３、１０〜２１は、化学成分組成、金属組織（パーライトの面積率、初析αの面積率、初析αの平均厚み）がいずれも本発明で規定する範囲内にあるため、ＪＩＳ  Ｇ  ３５２２（１９９１）に記載されている「ピアノ線Ｂ種」を上回る引張強度（規格では、例えば線径が７．０ｍｍで１６２０〜１７７０ＭＰａ）を得た上で、上記（１）式の関係を満足する疲労強度を達成する鋼線（ワイヤ）が得られている。
【００６５】
これに対し、試験Ｎｏ．４〜９、２２〜２７は、本発明の要件のいずれかが満たされていなかった例である。このうち試験Ｎｏ．４は、分塊圧延時の加熱温度が低かったため（表２）、粗大なＴｉＣが析出して初析αの平均厚みが大きくなり（表４）、疲労強度が低下した。
【００６６】
試験Ｎｏ．５は、熱間圧延時の加熱温度が低かったため（表２）、初析αの面積率が増加し（固溶Ｂも少なくなっている：表４）、疲労強度が低下した。試験Ｎｏ．６は仕上げ圧延時の歪み速度が小さかったため（表２）、粗大なＴｉＣが析出して初析αの平均厚みが大きくなり（表４）、疲労強度が低下した。
【００６７】
試験Ｎｏ．７は、熱間圧延後の載置温度が低かったため（表２）、載置不良が起きて試料が得られなかった。試験Ｎｏ．８は、熱間圧延後の載置温度が高く（表２）、ＴｉＣが粗大化したために初析αの平均厚みが大きくなり（表４）、疲労強度が低下した。試験Ｎｏ．９は、載置後の平均冷却速度が遅く（表２）、初析αの平均厚みが大きくなって（表４）、疲労強度が低下した。
【００６８】
試験Ｎｏ．２２は、Ｃ量が少なかった例であり（鋼種Ｐ）、初析αの面積率と平均厚みが共に大きくなって（表４）、捻回特性と疲労強度が低下した。試験Ｎｏ．２３は、Ｃ量が多かった例であり（鋼種Ｑ）、多量の初析セメンタイトが析出したために伸線中に断線した。
【００６９】
試験Ｎｏ．２４は、Ｔｉ量が少なかった例であり（鋼種Ｒ）、ＴｉＣ量が少なく、初析αの平均厚みが大きくなって疲労強度が低下した。試験Ｎｏ．２５は、Ｔｉ量が多かった例であり（鋼種Ｓ）、多量のＴｉ系介在物が析出して伸線中に断線した。
【００７０】
試験Ｎｏ．２６は、Ｂ量が多かった例であり（鋼種Ｔ）、熱間圧延時に断線して試料が得られなかった。試験Ｎｏ．２７は、Ｂ量が少なかった例であり（鋼種Ｕ）、初析αの面積率が大きくなり、捻回特性と疲労強度が低下した。
【００７１】
図２は、試験Ｎｏ．３（実施例）で観察された初析αの例を示す図面代用顕微鏡写真であるが、初析αが板状に析出しており、粒の「幅方向」と「長さ方向」を容易に判別できることが分かる。
【図１】
2018162523.tif 000007
【図２】
2018162523.tif 000008
【手続補正書】
【提出日】平成30年7月20日(2018.7.20)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
前記Ｃ  ：０．７０〜１．３％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｐ  ：０％以上、０．０３０％以下、
Ｓ  ：０％以上、０．０３０％以下、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
パーライトを主相とし、初析フェライトの面積率が１．０％以下であると共に、初析フェライトの平均厚みが５μｍ以下である鋼線用線材の製造方法であって、
当該化学成分組成からなる鋳片を１２００〜１４００℃に加熱した後、分塊圧延を行う分塊圧延工程と、
ビレットを１０００℃以上に加熱した後、圧延の最終４パスにおける歪速度を０．５秒−１以上で熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
圧延後の載置温度を８００〜１０００℃とし、載置温度からパーライト変態開始までを５℃／秒以上で冷却する冷却工程とを含む、請求項１に記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項２】
前記鋼線用線材中の固溶Ｂの含有量が０．０００３％以上である請求項１に記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項５】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｃｏ：０％超、１．０％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。
【請求項６】
前記鋼線用線材および前記鋳片が、更に、Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼線用線材の製造方法。