(57)【要約】【課題】冷間伸線性に優れた高強度鋼線材の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で（以下、化学成分について同じ）、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜０．６％、Ａｌ：０．００３％以下（０％を含む）を満たす鋼を二次精錬してから鋳造するに際し、二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に配置される耐火物として、Ａｌ２Ｏ３含有量：３０質量％以下（０質量％含む）で、かつ平均粒径：１５μｍ以下を満たす粒子からなる耐火物を使用する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、化学成分について同じ）、
Ｃ  ：０．７〜１．０％、
Ｓｉ：０．１〜０．４％、
Ｍｎ：０．２〜０．６％、
Ａｌ：０．００３％以下（０％を含む）
を満たす鋼を二次精錬してから鋳造するに際し、二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に配置される耐火物として、
Ａｌ２Ｏ３含有量：３０質量％以下（０質量％含む）で、かつ
平均粒径：１５μｍ以下
を満たす粒子からなる耐火物を使用することを特徴とする冷間伸線性に優れた高強度鋼線材の製造方法。
【請求項２】
冷間伸線される鋼線材であって、該鋼線材をスライム溶解して抽出される介在物のうち、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ：ｅｌｅｃｔｒｏｎｐｒｏｂｅ  ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）によって検出される、下記組成および長径からなる介在物が、当該鋼線材２０００ｇ当たり１個以下であることを特徴とする冷間伸線性に優れた高強度鋼線材。
介在物組成：
Ａｌ２Ｏ３：３０〜８０質量％、
ＳｉＯ２：５〜２５質量％、
ＭｎＯ：５〜２５質量％、および
ＺｒＯ２：０〜２５質量％
介在物の長径：２０μｍ以上
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間伸線性に優れた高強度鋼線材およびその製造方法に関するものであって、特に、自動車用タイヤ等に用いられる耐疲労特性に優れたスチールコード等の高強度極細鋼線（以下、冷間伸線前の線状鋼を「鋼線材」といい、冷間伸線後の線状鋼を「鋼線」という）を得るべく冷間伸線を行う際に、冷間伸線性が良好で断線の生じにくい高強度鋼線材と、この様な鋼線材を得るための有用な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
例えば自動車用タイヤコードとして使用される高強度極細鋼線は、鋼線材を最終的に０．５ｍｍ程度の極細径にまで伸線して得られるが、冷間伸線に用いる鋼線材中にアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）やスピネル（ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３）、ジルコニア（ＺｒＯ２）、ジルコン（ＺｒＯ２・ＳｉＯ２）、シリカ（ＳｉＯ２）等といった非金属介在物（以下、単に「介在物」ということがある）が存在すると、これらを起点として冷間伸線中に断線するといった問題がある。
【０００３】
この様な介在物を起点とした冷間伸線時の断線を防止すべく、介在物の組成や鋼材断面に現れる割合を規定することが提案されている（例えば、特許文献１、特許文献２や特許文献３）。
【０００４】
そしてこの様な規定を達成するため、製造過程で生成ないし混入し得る硬質介在物を極力排除したり、硬質介在物を軟質化させて割れの起点とならないよう介在物を無害化することが行われている。
【０００５】
製造過程で生成ないし混入し得る硬質介在物を極力排除する方法として、例えば、特許文献４には、連続鋳造用浸漬ノズルとして、構成材料の中に含まれるアルミナ、ジルコニア等の熱間圧延時に伸延性のない非金属物質の原料粒径が１００μｍ以上及び１０μｍ以下のものを用いることが提案されている。
【０００６】
また、特許文献５には、溶鋼と接触する耐火物のＡｌ２Ｏ３含有量を１０％以下とすることが提案されている。しかし、この様に耐火物レベルでＡｌ２Ｏ３含有量を１０％以下に制御したとしても、耐火物を構成する原料粒子間で成分組成にバラツキがあり、一部の原料粒子が、例えばＡｌ２Ｏ３１００質量％である場合にはアルミナやスピネルの生成を招きかねない。
【０００７】
また介在物の軟質化を図る具体的な方法としては、例えば、精錬時にスラグの組成をコントロールしたり、ＣａまたはＭｇ等を溶鋼に添加して脱酸過程で生ずる介在物を融点の低いものに変化させ、冷間伸線時に延伸し易くしたり微細化し易いものに改質する方法が提案されている。
【０００８】
ところでこれらの方法では、介在物の評価を、鋼断面に現れる介在物の組成や個数で行っている。鋼中に数多く存在する軟質介在物を評価する場合、ある程度の鋼断面を観察すれば鋼全体の平均的なデータとみなすことができる。しかし、取鍋内壁を構成する耐火物等から不可避的に混入するアルミナやスピネル等の硬質介在物は、鋼中に僅かしか存在せず断面観察ではほとんど観察されないため、断面観察の結果を、鋼全体の介在物組成を示すデータとみなすことはできない。
【０００９】
そこで、一定量の鋼材を酸溶解して不溶性のアルミナを抽出し、鋼材５０ｇ中のアルミナ個数によって冷間伸線性を評価することが提案されている（例えば、特許文献６）。
【００１０】
しかし上記スチールコード等に適用するため、冷間伸線工程で最終線径が約０．２ｍｍ以下といった極細径にまで強加工を施す場合、アルミナやスピネル等のアルミナ系介在物のみを低減しただけでは、断線頻度はほとんど減少せず冷間伸線性を十分に改善することができない。
【００１１】
【特許文献１】
特公平６−７４４８４号公報
【特許文献２】
特公平６−７４４８５号公報
【特許文献３】
特開昭６２−９９４３７号公報
【特許文献４】
特開平１−２１９０６０号公報
【特許文献５】
特開平４−１５８９６０号公報
【特許文献６】
特開平９−１２５２００号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
この様な事情に鑑みて、本発明者らも極めて断線の生じにくい冷間伸線性に優れた鋼線材を得るべく、断線の原因となる介在物を抑制する方法についてかねてより研究しており、アルミナやスピネルといったアルミナ系介在物のみならず、ジルコニア、ジルコン等のジルコニア系介在物を抑制する必要があるとして、これらの介在物を抑制する方法について既に提案している（特願２００２−３２８５９７、但し未公開）。
【００１３】
そして本発明者らが、更に研究を続けたところ、断線の極めて生じ難い鋼線材を得るには、上記アルミナやスピネルといったアルミナ系介在物とジルコニアやジルコン等のジルコニア系介在物の生成を抑制するだけでは十分でなく、更なる改善を要することがわかった。
【００１４】
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、特に冷間伸線時の断線原因となり易い介在物の生成を抑制し、冷間伸線性の改善された高強度鋼線材と該鋼線材を得るのに有用な製造方法を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る高強度鋼線材の製造方法とは、質量％で（以下、化学成分について同じ）、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．２〜０．６％、Ａｌ：０．００３％以下（０％を含む）を満たす鋼を二次精錬してから鋳造するに際し、二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に配置される耐火物として、Ａｌ２Ｏ３含有量：３０質量％以下（０質量％含む）で、かつ平均粒径：１５μｍ以下を満たす粒子からなる耐火物を使用するところに特徴を有する。
【００１６】
また本発明は、冷間伸線される鋼線材であって、該鋼線材をスライム溶解して抽出される介在物のうち、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ：ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｐｒｏｂｅ  ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）によって検出される、下記組成および長径からなる介在物が、当該鋼線材２０００ｇ当たり１個以下であるところに特徴を有する冷間伸線性に優れた高強度鋼線材も含む。
【００１７】
介在物組成：
Ａｌ２Ｏ３：３０〜８０質量％、
ＳｉＯ２：５〜２５質量％、
ＭｎＯ：５〜２５質量％、および
ＺｒＯ２：０〜２５質量％
介在物の長径：２０μｍ以上
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前述した様な状況の下、強度の冷間伸線加工を施した場合でも断線の生じにくい鋼線材を得るべく様々な角度から検討を行った。
【００１９】
まず本発明者らは、冷間伸線時に破断した多数の鋼線を回収し、その断線破面に現れた個々の非金属介在物の組成等を調べた。その結果、断線破面に現れた介在物として、アルミナやスピネルといった硬質のアルミナ系介在物（以下、アルミナやスピネルを単に「アルミナ系介在物」と総称することがある）や、ジルコニアやジルコン等のジルコニア系介在物（以下、ジルコニアやジルコンを「ジルコニア系介在物」と総称することがある）の他に、表１に示す組成・サイズのＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物が検出された。
【００２０】
即ち、冷間伸線時の断線を極力低減して冷間伸線性に優れた高強度鋼線材を得るには、アルミナ系介在物とジルコニア系介在物のみならず、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物も抑制しなければならないことがわかった。
【００２１】
【表１】
2004211148.tif 000002
【００２２】
尚、表１に示す通り、破断面に現れたＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物は、いずれも長径が２０μｍ以上であるので、本発明では、長径が２０μｍ以上の上記Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物を制御対象にすることとした。
【００２３】
次に、断線原因となるＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の成分組成について調べた。詳細には、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｎＯおよびＺｒＯ２の４種類の酸化物試薬を用い、Ａｌ２Ｏ３濃度の異なる種々のＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２酸化物を人工的に合成し、該酸化物粉末を１０〜２０μｍに分級して、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物を模した人工介在物を得た。
【００２４】
そして該人工介在物１種類につき１０個の粒子を圧縮強度の測定に供した。測定結果を、各酸化物粉末（Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物）の成分組成と圧縮強度の関係として表２および図１に示す。
【００２５】
【表２】
2004211148.tif 000003
【００２６】
上記表２および図１に示す圧縮強度が３９２Ｎ／ｍｍ２以上（４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上）である硬質のＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の組成と、前記表１に示す鋼線の破断面に現れたＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の組成から、伸線時の破断原因となる硬質のＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物は、Ａｌ２Ｏ３：３０〜８０質量％、ＳｉＯ２：５〜２５質量％、ＭｎＯ：５〜２５質量％およびＺｒＯ２：０〜２５質量％を満たすことがわかる。
【００２７】
即ち、伸線時の破断を極力抑制するには、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の中でも、特に、非常に硬く断線原因となりやすいＡｌ２Ｏ３：３０〜８０質量％、ＳｉＯ２：５〜２５質量％、ＭｎＯ：５〜２５質量％およびＺｒＯ２：０〜２５質量％を満たす介在物を低減する必要がある。
【００２８】
次に、上記Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の発生個数を、伸線加工時の断線頻度との関係からどの程度抑えるべきか調べた。詳細には、チャージの異なる７種類の鋼線材に冷間伸線を施し、鋼線材２０００ｇあたりに存在する、長径２０μｍ以上の上記組成のＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の合計個数と下記断線指数との関係を調べた。図２に、断線指数と上記介在物の合計個数との関係を示す。図２には、断線指数の許容上限値が２０（冷間伸線性を高レベルに維持できる状態）であることを併せて示している。
【００２９】
尚、上記「断線指数」とは、以下の加工を行ったときの鋼線材１０トン当たりの湿式伸線の断線回数をいう。
【００３０】
熱間圧延後の鋼線材（直径：５．５ｍｍ）を用い、一次伸線（直径２．５ｍｍまで伸線）→  熱処理（空気パテンティング処理）→  二次伸線（直径０．８ｍｍまで伸線）→  熱処理（鉛パテンティング処理）およびブラスメッキ処理  →  湿式伸線（直径０．１５ｍｍまで伸線）。
【００３１】
図２より、断線指数を許容上限値以下とするには、長径２０μｍ以上の上記組成のＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物個数を鋼線材２０００ｇ当たり１個以下とする必要があることがわかる。
【００３２】
尚、この様にＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の組成やサイズを制御するにあたり、本発明では、鋼材をスライム法で溶解して抽出される介在物で評価する。
【００３３】
スライム法での溶解を採用した理由は、酸溶解法では抑制対象とするＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物が溶損するおそれがあるためである。また、介在物の評価方法として顕微鏡観察が挙げられるが、断線の原因となりうる上記Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物は、前記図２に示すように鋼中に僅かしか存在せず断面観察ではほとんど観察されないため、断面観察の結果では鋼全体の介在物組成等を正確に評価できない。
【００３４】
上記スライム溶解法では、用いる溶液等について一般的な条件・方法を採用することができる。また本発明では、上記の通り鋼材試料をスライム溶解して抽出される介在物の組成とサイズを電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ：ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｐｒｏｂｅ  ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）によって測定するのがよい。
【００３５】
次に、前記介在物個数の抑制された高強度鋼線材を製造するための方法について検討を行った。本発明者らは、まず二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に使用する耐火物を構成する粒子が溶鋼と接触して反応または溶鋼中に混入し、上記Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物が形成されやすいことに着目した。
【００３６】
尚、耐火物としてトータルの成分組成を制御することも考えられるが、上述の通り、該耐火物の成分組成を規定したとしても、耐火物構成粒子間で成分組成にバラツキがあり、その一部が例えばＡｌ２Ｏ３１００質量％の粒子である場合には、該構成粒子がそのまま溶鋼中に混入したときに、アルミナ系介在物や本発明で規定する介在物の生成要因となりかねない。従って本発明では、耐火物を構成する粒子そのものの成分組成等を制御することとした。
【００３７】
ところで前記図１から、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物において、該介在物を構成するＭｎＯ、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２のそれぞれについて、組成割合が増加するにつれて介在物の圧縮強度が低下する傾向がみられるが、Ａｌ２Ｏ３だけは、組成割合が増加するにつれて介在物の圧縮強度が上昇することがわかる。
【００３８】
従って、圧縮強度が低く伸線加工時に延伸または粉砕しやすく破断原因とならない介在物とするには、特に、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物のＡｌ２Ｏ３濃度を低減することが有効であり、具体的に、伸線加工時の破断原因となりにくい圧縮強度が３９２Ｎ／ｍｍ２未満の介在物とするには、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物中のＡｌ２Ｏ３濃度を３０質量％未満とする必要があることがわかる。
【００３９】
そこで、耐火物構成粒子に含まれるＡｌ２Ｏ３濃度と、形成される介在物中のＡｌ２Ｏ３濃度との関係を調べるため次の実験を行った。まず、Ａｌ２Ｏ３濃度の異なるＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２球状粒子（Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系耐火物の原材料，１５μｍ）を、１６００℃の溶鋼（Ｃ：０．７〜１．０質量％、Ｓｉ：０．１〜０．４質量％、Ｍｎ：０．２〜０．６質量％、Ａｌ：０．００３質量％以下）に添加し、該粒子と溶鋼を１時間反応させて粒子表面上に生じる反応生成物の組成を調べた。その結果を図３に示す。
【００４０】
図３から、溶鋼との反応で生じる反応生成物のＡｌ２Ｏ３濃度を３０質量％未満とする、即ち、溶鋼と耐火物構成粒子が接触して形成される化合物（介在物）のＡｌ２Ｏ３濃度を３０質量％未満とするには、上記二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に使用する耐火物の構成粒子としてＡｌ２Ｏ３濃度が３０質量％以下のものを用いることが有効であると判明した。
【００４１】
また、上記耐火物構成粒子のサイズが大きすぎると、該粒子が溶鋼中にそのまま混入したときに破断原因となりうるので好ましくない。上記の通り、破断原因となるＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物は長径２０μｍ以上であるので、該耐火物の原料となる粒子には、粒径１５μｍ以下（好ましくは１０μｍ以下）のものを用いることとした。粒径１５μｍ以下の粒子であれば、該粒子が溶鋼中に巻き込まれたとしても、断線原因となる可能性は非常に少ないからである。
【００４２】
そこで本発明では、耐火物が溶鋼と接触して介在物の形成されやすい二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位に配置される耐火物として、Ａｌ２Ｏ３濃度が３０質量％以下でかつ平均粒径：１５μｍ以下を満たす粒子からなる耐火物を用いることとした。
【００４３】
尚、二次精錬ののち連続鋳造するまでに溶鋼が接触する部位として、取鍋注入部、タンディッシュ本体、タンディッシュ蓋、タンディッシュ注入部、および浸漬ノズル等が挙げられる。
【００４４】
尚、本発明はその他の製造方法について特に制限されるものでなく、一般的に行われている方法を採用すればよい。
【００４５】
次に本発明で用いる鋼材の成分組成を規定した理由を説明する。
【００４６】
Ｃ：０．７〜１．０％
Ｃは鋼の強度の向上に有効な元素であり、０．７％以上含有させるのがよい。しかしＣ含有量が増加すると、中心偏析が生じやすくなり冷間伸線性が損なわれるので、１．０％以下に抑える。
【００４７】
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは脱酸作用を有する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるには、０．１％以上含有させるのがよい。しかしＳｉ量が過剰になると、脱酸生成物としてＳｉＯ２量が多量に生成し冷間伸線性が低下するので０．４％以下にするのがよい。
【００４８】
Ｍｎ：０．２〜０．６％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有するとともに介在物制御作用も有しており、これらの作用を有効に発揮させるには０．２％以上とするのがよい。但し、Ｍｎ量が過剰になると、鋼材が脆化して冷間伸線性が低下するため０．６％以下にするのがよい。
【００４９】
Ａｌ：０．００３％以下（０％を含む）
Ａｌが過剰に存在すると、アルミナやスピネル等の非延性介在物が多量に生成して伸線時に断線が生じ易くなる。従って、Ａｌ量は０．００３％以下に抑える必要がある。
【００５０】
本発明で規定する元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、該鋼中に微量の不可避不純物の含有が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素としてＮｉやＣｕ、Ｃｒを添加して、以下の特性を付与することも有効である。
【００５１】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、鋼線の強度上昇への寄与は少ないが、鋼線の靭性を高めるのに有効な元素である。この様な効果を十分に発揮させるには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有させても、その効果は飽和し製造コストの増加につながるので、１．０％以下に抑えることが好ましい。
【００５２】
Ｃｕ：０．０１〜１．０％および／または
Ｃｒ：０．０１〜１．５％
Ｃｕは、析出硬化作用を発揮して鋼線の高強度化に寄与する元素である。この様な効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら過剰に添加すると、結晶粒界に偏析し、鋼材の熱間圧延工程で割れやキズを発生させる原因になるので、１．０％以下の範囲内で含有させるのがよい。
【００５３】
Ｃｒは、冷間伸線時の加工硬化を促進する作用があり、比較的低い加工率で冷間伸線した場合でも高強度鋼線が得られ易い。しかも、Ｃｒは鋼の耐食性を高める作用も有しているので、タイヤのゴム補強材等として用いる場合に鋼線の腐食を有効に抑制する。この様な効果を発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら過剰に多量させると、パーライト変態に対する焼き入れ性が高くなってパテンティング処理が困難となる他、二次スケールの緻密化が促進されて、メカニカルデスケーリングや酸洗で該スケールを除去し難くなるので、Ｃｒ量は１．５％以下に抑えるのが好ましい。
【００５４】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、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。
【００５５】
実施例
溶銑を２４０トン転炉で一次精錬し、これを取鍋に受鋼したのち、取鍋加熱精錬設備で二次精錬を行い成分調整をして、Ｃ：０．８２質量％、Ｓｉ：０．２３質量％、Ｍｎ：０．５１質量％、Ａｌ０．０００６質量％、Ｃｕ：０．０８質量％の溶鋼とした。
【００５６】
その後に、取鍋注入部、タンディッシュ本体、タンディッシュ蓋、タンディッシュ注入部および浸漬ノズルの溶鋼と接触する部位の耐火物として、表３に示すＡｌ２Ｏ３濃度の耐火物構成粒子からなる耐火物を使用して、溶製した鋼の鋳造を行い、更に圧延を行って直径３〜１０ｍｍの鋼線材を得た。
【００５７】
この鋼線材から約３５００〜４０００ｇを切り出し、下記に示すスライム溶解による介在物抽出とＥＰＭＡでの介在物の組成分析を行った。また、該鋼線材を用いて下記の伸線加工を行い、断線指数を求めた。
【００５８】
尚、前記断線指数とは、上述の通り、以下の加工を行ったときの鋼線材１０トン当たりの断線回数をいう。
【００５９】
熱間圧延後の鋼線材（直径：５．５ｍｍ）を用い、一次伸線（直径２．５ｍｍまで伸線）→  熱処理（空気パテンティング処理）→  二次伸線（直径０．８ｍｍまで伸線）→  熱処理（鉛パテンティング処理）およびブラスメッキ処理  →  湿式伸線（直径０．１５ｍｍまで伸線）。
【００６０】
尚、スライム溶解による介在物抽出および介在物の組成分析は、次の様にして行った。まず、スライム溶解による介在物抽出は、純水とＦｅＣｌ２を体積比で９：１に混合した溶液を複数の電解槽に入れ、マイナス極側に接続し、２０μｍのフィルタに包んだ鋼線材を各電解槽に入れた。そして溶液温度を５０〜６０℃に保持しながら鋼線を合計で２０００ｇ程度溶解し、電解液中で濾過を行って溶解残渣（粒径２０μｍ以上の介在物とその他の炭化物等の残渣）を捕捉した。次に、溶解残渣を磁選してＦｅ３Ｏ４等の不要残渣を除去した後、更に篩目１０μｍのフィルタで濾過して介在物を得た。
【００６１】
フィルター上に残った介在物のうち、長径２０μｍ以上である介在物の組成分析およびその個数計測を行った。これらの介在物測定には、ＥＰＭＡ装置（島津製作所製ＥＰＭＡ−８７０５）を用い、設定条件を、
加速電圧：２０ｋＶ、
試料電流：０．０１μＡ、
ビーム径：を直径３μｍ、
Ｘ線：Ｋα線
とし、特性Ｘ線の波長分散分光法で長径２０μｍ以上の介在物の中央部分を定量評価した。
【００６２】
定量対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｏ（酸素）とした。定量に際しては、これらの元素濃度が既知の物質を上記方法で測定し、Ｘ線強度と元素濃度との関係を検量線として予め作成し、該検量線を用いて試料測定時のＸ線強度から各元素濃度を求めた。
【００６３】
そして上記各元素がＡｌ２Ｏ３，ＭｎＯ，ＳｉＯ２，ＭｇＯ，ＣａＯ，ＺｒＯ２を構成すると仮定し、上記ＥＰＭＡで求めた各元素濃度から、各介在物のＡｌ２Ｏ３，ＭｎＯ，ＳｉＯ２，ＭｇＯ，ＣａＯまたはＺｒＯ２の組成（質量％）を算出した。
【００６４】
Ａｌ２Ｏ３：３０〜８０質量％、ＳｉＯ２：５〜２５質量％、ＭｎＯ：５〜２５質量％およびＺｒＯ２：０〜２５質量％の組成を満たす、本発明で規定するＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の個数を求めた。表３に、該Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の個数、およびそれぞれの鋼線材を冷間伸線したときの断線指数を併記する。
【００６５】
【表３】
2004211148.tif 000004
【００６６】
表３から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜４は、取鍋注入部、タンディッシュ本体、タンディッシュ蓋、タンディッシュ注入部および浸漬ノズルの溶鋼接触部分に、本発明で規定の粒子からなる耐火物を用いたので、規定するＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物の個数は１個／鋼線材２０００ｇ以下と非常に少なく、断線指数が２０以下と冷間伸線性に優れた高強度鋼線材が得られることがわかる。
【００６７】
これに対しＮｏ．５〜８は、規定要件を満たさない方法で製造したものであり、得られた鋼線材には、抑制すべきＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物が多く存在し、いずれも断線指数が高く冷間伸線性に劣るものとなった。即ち、Ｎｏ．５ではタンディッシュ蓋に、Ｎｏ．６ではタンディッシュ本体およびタンディッシュ蓋に、またＮｏ．７では取鍋注入部に、Ｎｏ．８ではタンディッシュ本体に、それぞれＡｌ２Ｏ３濃度の高い粒子からなる耐火物を用いたことが原因で、得られた鋼線材には、規定するＡｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系介在物が多数存在し、いずれも断線指数が２０を上回り冷間伸線性に劣るものとなった。
【００６８】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、冷間伸線性に優れた高強度鋼線材および該鋼線材を得るための製造方法を提供する。本発明の高強度鋼線材を冷間伸線に用いれば、冷間伸線時のみならず撚り線時にも断線発生が極めて少なくなるので、例えば自動車用タイヤに用いられるスチールコード等に適用できる鋼線を、高い歩留まりで効率よく製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各酸化物粉末（Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯ−ＺｒＯ２系人工介在物）の組成と圧縮強度の関係を示したグラフである。
【図２】本発明で規定する介在物の合計個数（鋼線材２０００ｇあたり）と断線指数との関係を示したグラフである。
【図３】耐火物構成粒子と溶鋼を反応させたときに該粒子表面上に生じる、反応生成物中のＡｌ２Ｏ３濃度と耐火物構成粒子のＡｌ２Ｏ３濃度との関係を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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