(57)【要約】本発明は、安定した加工性能を具備する鋼線材を提供する。前記鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｍｎ：０．２５〜０．６０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０１０％を含有し、残部Fｅおよび不可避的不純物である鋼成分を有する鋼線材であって、内部組織としてセメンタイトを有し、線材の長手方向に垂直な断面内におけるセメンタイトのうち、その個数比で８０％以上は、短径が０．１μｍ以下、且つ長径と短径の比からなるアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする。
2015141840.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｍｎ：０．２５〜０．６０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０１０％を含有し、残部Fｅおよび不可避的不純物である鋼成分を有する鋼線材であって、内部組織としてセメンタイトを有し、線材の長手方向に垂直な断面内におけるセメンタイトのうち、その個数比で８０％以上は、短径が０．１μｍ以下、且つ長径と短径の比からなるアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする良加工性鋼線材。
【請求項２】
前記鋼成分に加えて、更に、質量％で、Ａｌ：０．０６％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下のうち１種以上を含むことを特徴とする請求項１に良加工性鋼線材。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の成分組成の鋼片を９５０℃〜１０８０℃に加熱して線材圧延に供し、７５０℃〜９００℃の温度域で捲取り、その後、４００℃〜４３０℃の溶融塩にてインライン熱処理を施し、溶融塩に浸漬中の線材に対して撹拌流速が０．５ｍ／ｓ〜２．０ｍ／ｓの範囲で溶融塩を噴流させることを特徴とする伸線加工性および圧造加工性の優れた良加工性鋼線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、線材を使用して製品化される製造工程の中で必須加工と言える伸線加工やボルト成形加工の代表例である圧造などの加工において、破断や亀裂発生の素過程である内部マイクロボイド形成を遅延化させるなどの効果により、鋼線材の加工性能を高めた発明であって、鋼線材の一般的な加工分野に適用できることを特徴とする。
【背景技術】
【０００２】
鋼線材の加工性を高めるために、従来技術の中で最も一般的に使われている技術は、球状化焼鈍を実施する方法である。球状化焼鈍を利用した従来技術は特許文献１に示されている様に、オーステナイト結晶粒径を１００μｍ以上とし、かつフェライト分率を２０％以下としたものがある。特に焼鈍後のセメンタイト球状化を促進させる方法としてＣｒを添加している。【０００３】
この従来技術においては、圧造性を確保するためにオーステナイト結晶粒径を１００μｍ以上とする必要があるため、アップセット方式でなく、自由表面が露出して加工される圧造工程を実施した場合には、自由表面部の肌に凹凸が生じる場合がある。この程度がひどい場合には、オレンジピール状の比較的目立つ凹凸になり、適用する用途によってはこの凹凸が問題となる場合がある。また、セメンタイトの生成能向上のためにＣｒも多く添加しているため、合金鋼コストもやや高くなるなどの問題点を抱えていた。【０００４】
特許文献２は、擬似パーライトが１０面積％以上、ベイナイトが７５面積％以下、フェライトが６０面積％以下になるように鋼材の組織を調整することによって、鋼材の球状化焼鈍時間時間の短縮と球状化後における加工性の向上と変形抵抗の低減の両立を図っている。【０００５】
また、特許文献２は、疑似パーライトとベイナイトとフェライトの面積％を規定して望ましい範囲とすることによって、加工性能と変形抵抗のバランスをとることができ、優れた冷間鍛造性を発揮する鋼線材を得ることを特徴としている。【０００６】
また、特許文献３は、共析鋼等圧延鋼線を製造するに際して、鋳造から線材圧延までの一貫的な工程において、該鋼材がオーステナイト相から変態をさせることなく圧延を完了させ直ちに等温変態熱処理させることによって、優れた伸線加工性を有する高張力鋼線を製造することを特徴としている。【０００７】
しかし、特許文献１〜４において、鋼線材に厳しい加工を与えて鋼線を製造する場合、鋼線の断線が生じやすくなる原因が検討されていない。また、鋼線材を鋼線に形成した際に発生するマイクロボイドの挙動が鋼線の断線に与える影響が検討されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００４−６８０６４号公報
【特許文献２】特開２００６−２２５７０１号公報
【特許文献３】特開２００９−２７５２５０号公報
【特許文献４】特開平７−２５８７３４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明はこの様な状況に鑑みてなされたものであり、安定した伸線加工性能および圧造加工性能を実現させるために、加工中に形成する内部のマイクロボイドの形成遅延化を狙ったセメンタイトの組織形態を有することを特徴とし、安定した加工性能を具備する鋼線材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的を達成するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｍｎ：０．２５〜０．６０％、Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０１０％を含有し、残部Fｅおよび不可避的不純物である鋼成分を有する鋼線材であって、内部組織としてセメンタイトを有し、線材の長手方向に垂直な断面内におけるセメンタイトのうち、その個数比で８０％以上は、短径が０．１μｍ以下、且つ長径と短径の比からなるアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする良加工性鋼線材。【００１１】
（２）前記鋼成分に加えて、更に、質量％で、Ａｌ：０．０６％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下のうち１種以上を含むことを特徴とする（１）に良加工性鋼線材。【００１２】
（３）（１）又は（２）に記載の成分組成の鋼片を９５０℃〜１０８０℃に加熱して線材圧延に供し、７５０℃〜９００℃の温度域で捲取り、その後、４００℃〜４３０℃の溶融塩にてインライン熱処理を施し、溶融塩に浸漬中の線材に対して撹拌流速が０．５ｍ／ｓ〜２．０ｍ／ｓの範囲で溶融塩を噴流させることを特徴とする伸線加工性および圧造加工性の優れた良加工性鋼線材の製造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明は鋼線材の代表製造工程である伸線加工や冷間圧造加工などの分野において、加工中の断線や割れの発生を抑制し、優れた加工性能を有する線材の提供を可能とし、当該分野における生産活動の安定化に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】電気抵抗測定方法の概略を示す図である。
【図２】本発明と従来の鋼線材の電気抵抗の相違を示す比較図である。
【図３】ボイド形状とセメンタイト短径の関係を示すグラフである。
【図４】（ａ）は鋼線材のインライン熱処理工程を説明する概略上面図、（ｂ）は鋼線材のインライン熱処理工程を説明する概略側面断面図である。
【図５】（ａ）は冷却槽内に溶融塩Ａを吐出させる配管２を敷設した、インライン熱処理工程を行う装置１０の概略正面断面図であり、（ｂ）は前記装置１０の概略側面断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明に係る鋼成分、セメンタイトの組織形態に関するアスペクト比（長径）／短径）および断面内セメンタイト全量に対するアスペクト比別の存在比率および短径サイズおよび製造方法に関する内容について適正範囲の下限、上限を規定した内容を具体的に説明する。鋼成分に関する％は全て、質量％を示す。
【００１６】
Ｃ：０．２０〜０．６０％
Ｃは周知の通り強度を確保するために必要な元素であり、０．２０％未満では適用用途における適正強度を保てなくなる。０．６０％を超えると冷間鍛造時の負荷応力が高くなるため、圧造用ポンチ寿命などへの影響が出始める。
【００１７】
Ｓｉ：０．１５〜０．３０％
Ｓｉは脱酸材として用いる。０．１５％未満になると脱酸不足が生じて鋼片表面部に鋳造段階のピンホール欠陥起因による表面欠陥が生じてしまう。また、０．３０％を超えると鋼片加熱段階の選択酸化によりスケールと地鉄界面にＳｉが濃化し、脱スケール性に悪影響をもたらすことを懸念して上限を０．３０％とした。
【００１８】
Ｍｎ：０．２５〜０．６０％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸に必要な元素である。また、熱間圧延中の延性を確保するために重要な元素である。下限を０．２５％にしたのは脱酸不足を回避するため、また、上限を０．６０％としたのは、これを超える添加は固溶強化量が増え、鍛造加工時の変形抵抗を高めて工具寿命の劣化を招くためである。
【００１９】
Ｐ：≦０．０２０％
Ｐは鋼材の延性を劣化させる特徴を有する元素である。また、偏析比も高いため製造段階で生じる偏析部分への濃化が生じやすい。このため、上限を０．０２０％とした。
【００２０】
Ｓ：≦０．０１０%
Ｓは鋼中のＭｎと結合しＭｎＳを生成する。また、Ｓは鋼の精錬〜凝固過程で中心部に偏析するため、中心部にＭｎＳが集積する。Ｓが０．０１０％を超えると伸線加工時などに内部クラックを形成し断線する場合がある。従って、Ｓは０．０１０％以下とする。
【００２１】
本発明の鋼線材における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、上記の組成の他に更に、Ａｌ：０．０６％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有すると、焼入れ性の向上や、冷間鍛造の強度向上といった利点が得られる。
【００２２】
Ａｌ：０．０６％以下、
Ａｌは、Ｎを固定して冷間鍛造中の動的歪時効を抑制し、変形抵抗を低減する効果がある。この効果を得るためには、少なくとも０．０１％含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有させると靭性を低下させるため、上限は０．０６％とする。
【００２３】
Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは、焼入れ性を高めることに有効な元素である。しかし、過剰に含有させると延性の劣化を引き起こすため、上記範囲内に抑える。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、析出強化を目的として添加しても良い。しかし、多量に添加すると、延性の劣化を引き起こすため、上記範囲内に抑える。
【００２４】
Ｂ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させる元素であり、必要により添加しても良い。ただし、過剰に含有させると、靭性を劣化させるため上限を０．００５％とする。Ｔｉは固溶Ｎの固定による動的時効抑制効果によって、冷間鍛造時の変形抵抗低減に有効な元素であるため、必要により添加しても良い。但し、過剰に含有させると粗大なＴｉＮが析出し、この粗大なＴｉＮを起点とする割れが生じやすくなることから、上限を０．０５％とする。
【００２５】
次にセメンタイトのアスペクト比の限定理由について説明する。発明者らは加工性に及ぼすセメンタイト形状の影響を把握する方法として、通常用いる伸線ダイスよりもアプローチ角度が大きいダイスを用いて、材料に厳しい加工を意識的に与え、内部に形成するマイクロボイドの発生状況について種々検討を行った。その結果、セメンタイトと地鉄との界面部に生成するマイクロボイドの形態に以下の特徴があることを見出した。
【００２６】
アスペクト比の異なる各種鋼線材をそれぞれ高角度ダイス（アプローチ角度３０°）で１パス（２５％の伸線減面率）を実施し、伸線された各鋼線の断面のマイクロボイド観察を行い、発生したボイド形状及びその発生比率を測定した。その具体的な観察事例を表１に示す。
観察は、倍率１００００倍のＳＥＭ観察写真を表層部、１／４Ｄ部（Ｄは線材の直径）、中心部の３箇所から各２６５μｍ2の面積領域で撮影することによって行った。セメンタイト形状のアスペクト比が２以下の場合、マイクロボイドが単独で生成する比率が極めて高くなる。一方、ラメラー状に生成したセメンタイト（アスペクト比が１０以上）では隣接するセメンタイトのマイクロボイドが連結する比率が高い。また、アスペクト比が２〜１０の範囲では単独および連結形態の両方が混在している。但し、この方法による観察では断面内の局部的な視野に限定される。
【００２７】
そこで、発明者らは観察ボリュームを増やし、かつ安定して内部マイクロボイド形成状態を把握するために、表３に示す本発明の鋼線材Ｎｏ．１〜６及び比較例の鋼線材Ｎｏ．１１〜１６を用いてそれぞれ鋼線を製造、各鋼線に対して図１に示す４探針方式による電気抵抗測定を試みた。
【００２８】
【表１】
2015141840.tif 000003
【００２９】
その結果を図２に示す。実際に観察したボイド形状から想定される様に、本発明の鋼線材からなる鋼線の方が内部のマイクロボイドの形成が抑制され、マイクロボイドの発生個数が少ないため電気抵抗値が低いことが確認された。発明者らはこの測定結果によって、内部のマイクロボイド発生状況を把握しつつ組織形態を詳細に観察していく過程で、初期に通常より厳しい伸線条件を敢えて付与して人為的にマイクロボイドを形成させることにより、マイクロボイドの形成とセメンタイト形態の間に密接な関係があることを発見した。セメンタイトの形状に注目すると、長径と短径の比（以後、アスペクト比と呼ぶ）が２以下になるとセメンタイトの周りの地鉄界面からクラックが単独で生じることがわかった。
【００３０】
一方、表１において、アスペクト比が２を超え１０以下になると、隣接するセメンタイト同士の距離により傾向は異なるものの、単独および連結形態の両方が現れる。さらにアスペクト比が１０を超えると連結形態が増える傾向も表１に示されている。発明者らはこの知見を基にセメンタイトのアスペクト比を２以下に抑制することが内部のマイクロボイド形成を抑制し、単独で連結し難いマイクロボイドに制御することで伸線加工性および鍛造加工性の優れた線材の提供に効果を発揮する知見を得た。
【００３１】
以上の検討結果を踏まえて、以下に組織形態に関する限定理由について説明する。
＜アスペクト比１〜２＞
アスペクト比を２以下としたのは表１に示すように、人為的に厳しい伸線加工を行い、セメンタイトにダメージを与えた後のマイクロボイドの形成に関して、発明者らが詳細に観察して得られた知見から、単独のマイクロボイドとなって連結し難いマイクロボイドの比率が最も高くなるのは、アスペクト比が２以下に集中した観察結果に基づいて決定した。また、アスペクト比が１〜２のセメンタイトの比率が、断面内で８０％以上の存在比率であれば、期待した加工性能が得られるために、存在比率の下限を８０％とした。また、存在比率が８０％未満の場合は単独のマイクロボイドが連結する比率が高まって加工性能に影響を及ぼすためである。
【００３２】
＜セメンタイトの短径の限定理由＞
セメンタイトの短径を０．１μｍ以下としたのは、図３に示す様にマイクロボイド形成段階で隣接したボイドへの連結を生じにくくするためであり、この値を超えると連結しやすくなる。また、さらにセメンタイトの厚みが増して５μｍ以上になると、セメンタイト自体の割れによるマイクロボイドの形成を招くなど、本発明が問題にしている破壊モードとは別の悪影響が現れる。従って、セメンタイトの短径を０．１μｍ以下に規定した。
【００３３】
＜ラメラー形態の組織比率の限定理由＞
線材製造段階で生じる冷却速度の断面内部位別の差により組織変動が生じるため、全断面を均一組織にするのは自ずと限界があり、ラメラー形態の組織比率を０とすることは困難である。種々試験を行った結果、ラメラー形態の組織比率が５％未満であれば加工性への影響が出にくいことが確認できたため、ラメラー形態の組織比率の上限を５％に規定した。
【００３４】
次に、本発明の良加工性鋼線材の製造方法について説明する。
＜鋼片の加熱及び線材圧延工程＞
鋼片は９５０℃〜１０８０℃の範囲で加熱し、加熱後の鋼片を線材圧延する。９５０℃未満とすると、通常の保定時間内では鋼片の内部偏熱が大きくなり、圧延時の鋼材のそりや反力増大に伴う問題が生じる。また、上限温度を１０８０℃としたのは、これ以上の加熱温度とすると、γ（オーステナイト）粒径の増大などが生じ易くなるためである。この様な必要以上のγ粒径の増大は、最終製品の表面自由面の肌品質に影響を与えるため上限を１０８０℃とした。
【００３５】
＜捲取り工程＞
前記加熱工程後の鋼片に対して、７５０℃〜９００℃の範囲にて捲取り工程を行う。下限温度は線材圧延の線径により多少の変動はあるものの、捲取り後の熱処理を安定的に行うために７５０℃とした。また、７５０℃以下では熱処理前にパーライト変態が生じて、狙いとする金属組織の付与ができなくなるためである。一方、９００℃を超える温度での捲取りは、表面酸化の増大等を招き、好ましくない。
【００３６】
＜インライン熱処理＞
インライン熱処理は、硝酸カリウム及び硝酸ナトリウムの少なくともいずれかの溶融塩が４００℃〜４３０℃にて所定の流速で攪拌された冷却槽中に、前記捲取り工程後の線材を浸漬することによって行われる。
インライン熱処理温度の下限温度を４００℃としたのは、これ未満の温度では下部ベイナイト組織となって素地の硬さが急激に増えてしまうため、圧造工程等で使用する工具の寿命が劣化するためである。熱処理の上限温度を４３０℃としたのは、これを超える温度になると上部ベイナイトの中に疑似パーライト組織が混入する領域になるため、セメンタイトのアスペクト比を制御することが困難となり、本発明の最も重要なマイクロボイド形成遅延効果が発揮できなくなるためである。
【００３７】
本発明の中で重要な役割を果たすのは前記インライン熱処理温度に加えて、ここで述べる噴流を生じさせる撹拌流速である。
前記インライン熱処理において、鋼線材はルーズコイル等のコイルの形態で冷却槽内に浸漬される。この場合、冷却槽内の溶融塩の流れを一定の方向に維持したとしても、熱処理される鋼線材がコイル状であるために、溶融塩の鋼線材への衝突方向は場所によって異なり一定の衝突方向とすることは事実上困難と考えられる。
【００３８】
従って、流速のみならず鋼線材への溶融塩の衝突方向の影響も本発明を実現する上で重要な技術的課題と考えその影響についても調査した。溶融塩の流速の代表的な方向として、鋼線材の搬送方向（Ｆ）に対して平行な方向（図４（ａ）、（ｂ）のＤ１１及びＤ１２）、鋼線材のコイル面に対して垂直な方向（図４（ｂ）の方向Ｄ３１及びＤ３２）、鋼線材のコイル面に対して水平且つ前記搬送方向（Ｆ）に対して垂直な方向の流速（図４（ａ）の方向Ｄ２１及びＤ２２）と、断面内セメンタイト全量に対するアスペクト比２以下のセメンタイトの存在比率との関係について調査した。
【００３９】
図４（ａ）及び図４（ｂ）に示すようにＤ１２、Ｄ２２及びＤ３２方向を正方向とし、Ｄ１１、Ｄ２１、Ｄ３１方向を負の方向として、鋼線材１のコイル面１１Ａ及び１１Ｂ近傍における互いに垂直な３方向それぞれの溶融塩Ａの最大流速及び最小流速をそれぞれ測定した。前記最大流速及び最小流速から求められる互いに垂直な前記３方向のそれぞれの平均流速を「攪拌流速ベクトル」と定義し、前記攪拌流速ベクトルの大きさを「攪拌流速」と定義して、溶融塩の攪拌流速と前記セメンタイトの存在比率との関係を調査した。その結果、鋼線材がコイル状である場合、溶融塩の攪拌流速が鋼線材のコイル面に対して０．５ｍ／ｓ以上であれば、実質的に問題が生じないレベルにまで断面内の材質の均一性を向上できることを知見した。
【００４０】
尚、撹拌流速が前記コイル面に対して０．５ｍ／ｓ未満では、溶融塩による線材の冷却が不十分になり、セメンタイトのアスペクト比を２以下とする制御が安定的に行えなくなる。一方、撹拌速度を前記コイル面に対して２ｍ／ｓを超える速度とすると、溶融塩内の撹拌流の圧力上昇を招き、被熱処理材の線材コイルが揺動を始めるため搬送が安定しなくなるなど、操業安定性の観点から上限の撹拌流速を限定した。
【００４１】
前記攪拌流速の測定位置は、搬送ローラ６の隣接するローラの隙間等としても良い。また、前記攪拌流速の測定は、前記コイル面１１Ａ及び１１Ｂに到達するまでの流速が略一定に維持される位置において測定することが特に好ましい。
【００４２】
尚、攪拌の駆動媒体としてガス体を用いる方法では、溶融塩による線材の冷却が不十分になるため、セメンタイトのアスペクト比を２以下に制御できないおそれがある。そこで、攪拌機を用いて冷却槽内の溶融塩を直接的に攪拌するか、冷却槽内の溶融塩中で溶融塩自体を吐出させることにより、線材の冷却を行っても良い。
【実施例】
【００４３】
以下に実施例に基づいて本発明の効果を記す。表２−１に試作に用いた供試鋼の化学成分を示す。【００４４】
表２−１の鋼を溶製し、連続鋳造で３００ｍｍ×５００ｍｍの鋳片サイズに鋳造した後、分塊圧延で１２２ｍｍ角の鋼片とした。この鋼片を再加熱後、線材圧延を行い、本発明例である線材Ｎｏ．１〜１０及び線材Ｎｏ．１８〜２１は、線材捲取り後に、図５（ａ）、（ｂ）に示すインライン熱処理装置１０内の溶融塩に浸漬して直接熱処理を実施して、５．５ｍｍφの線材とした。線材Ｎｏ．１１は線材圧延後の直接冷却時の溶融塩の撹拌を実施していない。また、線材Ｎｏ．１２〜１７は連続鋳造で同一サイズの鋳片とした後、分塊圧延で同一サイズの鋼片とし、線材圧延後の冷却は衝風冷却による熱処理を行って、５．５ｍｍφの線材とした比較例の事例である。【００４５】
尚、捲取り後の線材のインライン熱処理は、図５（ａ）、（ｂ）に示すように、コイル状の鋼線材１全体が溶融塩Ａの液面５の下まで浸漬されるように、インライン熱処理装置１０内に搬送ローラ６で前記鋼線材１をＦ方向に搬送することによって行った。前記インライン熱処理装置１０は、冷却槽３内に溶融塩Ａを吐出させる配管２が敷設された構造であり、前記配管２は、前記線材１に向かって下側から上側の方向に溶融塩Ａを吐出することによって、線材１のコイル面１１に対して垂直な溶融塩の流れ４を作り出すことができる。【００４６】
また、攪拌流速は、前記溶融塩の流れ４の、前記鋼線材１のコイル面１１近傍における最大速度及び最小速度の平均速度として求めた。【００４７】
表２−２から判る様に、本発明に係る線材の製造方法の特徴は、線材圧延後の直接熱処理により比較的低温の４００〜４３０℃の溶融塩に浸漬し、浸漬させた線材に撹拌流を伴った溶融塩を被熱処理材に接触させることにより抜熱強化を施した点である。【００４８】
このため、比較例の線材とは異なり、本発明に係る鋼線材の組織はＦ（フェライト）＋Ｂ（ベイナイト）を呈している。一方、比較例の線材の組織形態は、線材冷却速度が本発明に係る製造方法より遅くなるため、Ｆ＋Ｐ（パーライト）組織を呈していることが判る。次に、表３から判る様に、前述した組織形態の差はセメンタイト形態因子であるアスペクト比に現れることが判る。【００４９】
すなわち、本発明の鋼線材の場合、熱処理媒体の温度が通常の衝風冷却による製造の場合よりもアスペクト比を小さくすることが可能となり、容易に２以下を達成することができる。一方、比較例の線材Ｎｏ．１２〜１７はラメラー状の組織を有するためアスペクト比が２以下の存在比率が極端に少なくなっているのが判る。また、比較例の線材Ｎｏ．１８〜２１は、アスペクト比２以下のセメンタイト量の比率が、断面内で８０％に満たなかった。これは、インライン熱処理時の溶融塩の攪拌流速が０．５ｍ／ｓ未満であったために、溶融塩による線材の冷却が不十分になったことが影響している。【００５０】
線材Ｎｏ．１〜２１について、方向に垂直な断面内におけるセメンタイトのうち、短径が０．１μｍ以下且つアスペクト比２以下のセメンタイトの存在割合を測定した。また、線材Ｎｏ．１〜２１の伸線を行い、伸線性、圧造性、電気抵抗率測定及びマイクロボイドの数の測定を行った。この結果を表３に示す。【００５１】
まず、表３に示すように、本発明例の鋼線材ならびに比較例の鋼線材をダイス半角５°の金型で伸線を実施すると両者の加工性能に大きな差が認められない。そこで、発明者らは意識的に厳しい伸線加工条件を付与させるために、ダイス半角１５°の金型を用いて伸線を試みた。その結果、表３に示す様に本発明鋼の特性が表れ、５．５ｍｍ〜５ｍｍの１ダイス伸線時の内部にマイクロボイドの生成が認められないのに対して、比較例の鋼線材の場合は内部にマイクロボイドの生成が生じていることが判った。【００５２】
【表２−１】
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【００５３】
【表２−２】
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【００５４】
【表３】
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【００５５】
本発明例に相当する線材Ｎｏ．１〜１０におけるアスペクト比２以下のセメンタイト量は、８０％以上であった。また、表３の鋼線材Ｎｏ．１２〜１７においては、大部分のセメンタイトがラメラー形態をなし、短径が０．１μｍであって、アスペクト比が２以下のセメンタイトの面積による存在比率（表３の項目「アスペクト比２以下のセメンタイト量(％)」）は、６％以下に過ぎない。
一方、ダイス半角１５°の金型を用いた伸線性の試験結果について、鋼線材Ｎｏ．１〜１０（発明例）と鋼線材Ｎｏ．１１〜２１（比較例）とを比較すると、本発明例の鋼線材は、マイクロボイド生成遅延による高延性を有している。
このことから、マイクロボイド生成遅延による高延性は、アスペクト比の平均値が２以下でその存在比率が８０％以上の領域において発現することが判る。【００５６】
また、表３の結果から、実際にマイクロボイドの生成が多くなると伸線された鋼線の電気抵抗が増えることも併せて確認することができた。【００５７】
すなわち、表３に示す様に本発明の鋼線の電気伝導度は０．２３〜０．２５×１０-3Ωの範囲であるのに対して、比較例の鋼線は０．２８〜０．３８×１０-3Ωの範囲と高いことが確認された。更に、本発明の鋼線に比べて、比較例の鋼線のマイクロボイドの発生数は明らかに多いことを確認することができた。【００５８】
尚、前記電気抵抗率測定は、図１に示す４探針方式を用いて行った。また、マイクロボイドの数の測定は、高角度ダイス（アプローチ角度３０°）で１パス（２５％の伸線減面率）を実施して、２．４ｍｍ×３．２ｍｍの面積内に存在するマイクロボイドのうち倍率５００倍の観察において目視認識できるマイクロボイドの個数をカウントすることにより行った。【００５９】
この様な内部のマイクロボイド生成鋼数の差異は、実際の加工性能への影響として鍛造加工性に現れる。【００６０】
Ｌ／Ｄ比（Ｌ：長さ、Ｄ：直径）が１．５の試験片の円周方向の一箇所に長手方向に沿ってＶノッチを付与した試験片を用いて、圧減比が９０％までの鍛造を各５本ずつ行って、ノッチ底の割れの発生率（％）を求めた結果を表３の圧造性の欄に示す。【００６１】
この結果から判る様に本発明に係る鋼線材の場合、割れは認められずに良好な加工性を有する。一方、比較例の鋼線材は５０〜１００％の範囲で割れの発生が認められる。これらの結果は、セメンタイトの形状制御により、アスペクト比を２以下とした本発明に係る鋼線材においては、成形加工中の内部マイクロボイド生成を遅延させることができた結果により成されたものである。その理由は図３に示す観察結果が表すように、に係る鋼線材は、マイクロボイド単独形成比率が高いためである。
【産業上の利用可能性】
【００６２】
本発明は、鋼線材を素材とする代表的な製造工程である伸線加工や冷間圧造加工などの分野において、加工中の断線や割れの発生を抑制し、優れた加工性能を有する線材の提供を可能とし、当該分野における生産活動の安定化に寄与できる有意義な発明である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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