(57)【要約】【課題】    伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた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。【解決手段】    Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）を含み、かつＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に規制し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の８０％以上がパーライト組織からなるとともに、高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳと平均ラメラ間隔λとの間に、ＴＳ≦８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０の関係を有することである。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）を含み、かつＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に規制し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の８０％以上がパーライト組織からなるとともに、高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳ（ＭＰａ）と平均ラメラ間隔λ（ｎｍ）との間に、ＴＳ≦８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０の関係を有することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
ここで、上記式におけるＣｅｑは、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／４である。
【請求項２】
前記高炭素鋼線材が、質量％で、更に、Ｖ：０．００５〜０．３０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｏ：２．０％以下、の１種または２種以上を含有する請求項１記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
【請求項３】
前記高炭素鋼線材が、質量％で、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００７％、の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載の高炭素鋼線材の製造方法であって、高炭素鋼線材の圧延完了後に室温まで冷却するに際し、線材の温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間を６０秒以上、２００秒以下として、その後室温まで冷却することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
スチールコード、半導体切断用ソーワイヤなどの用途の極細線に伸線加工される線材には、炭素含有量が０．７〜０．８程度で、線径が５．０ｍｍ以上の高炭素鋼線材（ＪＩＳ  Ｇ３５０２：ＳＷＲＳ７２Ａ、ＳＷＲＳ８２Ａ相当）が用いられる。これら、高炭素鋼線材が伸線加工時に断線すると、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。
【０００３】
高炭素鋼線材の良好な伸線性を得るため、従来から、熱間圧延後に、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、さらに伸線工程の前や途中で１〜２回中間パテンティングを施すことが行われている。
【０００４】
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、この伸線加工前や中間のパテンティングを省略できる、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材が望まれている。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ることとなり、さらにダイスの寿命を向上させることなども生産性向上の観点から求められている。
【０００５】
かかる要求に対して、従来から、高炭素鋼線材の伸線性を向上させる技術が種々提案されている。例えば、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倍の光学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が提案されている (特許文献１参照) 。
【０００６】
また、高炭素鋼線材のパーライト組織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も提案されている (特許文献２参照) 。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、これらの技術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。
【特許文献１】特公平３−６０９００号公報（特許請求の範囲、第１〜３頁）
【特許文献２】特開２０００−６３９８７号公報（特許請求の範囲、第１〜３頁）
【０００７】
前記特許文献１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、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、十分な伸線性が得られていない。
【０００８】
一方、前記特許文献２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、その実施例に開示されているように、平均コロニー径が４０μm 以上の粗大径に止まっており、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、やはり十分な耐断線性が得られているとは言えない。
【０００９】
これに対し、ダイス寿命の向上のために、パーライトのラメラ間隔をある程度広くして、線材の強度を下げる一方、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一定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、耐断線性を向上させ、優れた伸線性を得ることも提案されている（特許文献３参照）。
【特許文献３】特開２００３−８２４３４号公報（特許請求の範囲、第１〜１０頁）
【００１０】
更に、搬送時に疵が生じ、鋼表面に塑性加工を受けた硬化組織が生成しても、耐断線性を劣化させない高強度鋼線材の製造方法も提案されている（特許文献４参照）。即ち、組織の70％以上がパーライト、もしくはベイナイトあるいはその混合組織である高炭素鋼線材を、伸線加工前に300 ℃以上600 ℃未満の温度領域に加熱し、該温度域で100 ｓ以下の時間保持した後に、放冷または水冷することが提案されている。
【特許文献４】特開平１１−３０２７４３号公報（特許請求の範囲、第１〜４頁）
【００１１】
また、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材を意図したものではないが、従来から、熱間圧延後のコイルを徐冷することによって、軟質化させる方法も提案されている（特許文献５参照）。即ち、熱間圧延後の冷却コンベア上のコイルの冷却速度を、鋼材の成分、徐冷開始時のオーステナイト粒径、線径、リングピッチ、徐冷カバーの温度などで、制御することが開示されている。
【特許文献５】特開２００１−１７９３２５号公報（第１〜４頁、図１）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、前記特許文献３、４の技術では、伸線ダイスの引抜き抵抗を少なくして、伸線加工性を向上させる観点が無く、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、十分な伸線性が得られていない。また、前記特許文献５のように、熱間圧延後の高炭素鋼線材を単に軟質化しても、そのまま十分な伸線性が得られる訳ではない。
【００１３】
本発明の目的はこのような課題を解決するためになされたものであって、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
この目的を達成するために、本発明の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の要旨は、質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）を含み、かつＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下に規制し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織の８０％以上がパーライト組織からなるとともに、高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳ（ＭＰａ）と平均ラメラ間隔λ（ｎｍ）との間に、ＴＳ≦８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０の関係を有することである。
ここで、上記式におけるＣｅｑは、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／４である。
【００１５】
また、この目的を達成するために、本発明の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法の要旨は、上記高炭素鋼線材の製造方法であって、高炭素鋼線材の圧延完了後に室温まで冷却するに際し、線材の温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間を６０秒以上、２００秒以下として、その後室温まで冷却することである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明者らは、高炭素鋼線材の平均ラメラ間隔λと炭素当量Ｃｅｑとから予測される高炭素鋼線材の引張強さ（予測引張強さ）よりも、実際の高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳ（実際の引張強さ）が小さい場合に、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材が得られることを知見した。
【００１７】
即ち、上記式におけるＴＳは、実際の高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳを意味し、上記式における右辺側の８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０は、実際の高炭素鋼線材のＣｅｑと平均ラメラ間隔λとから算出される、当該高炭素鋼線材の予測引張強さである。なお、上記式におけるＣｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／４は、本発明において独自に設定したＣｅｑである。
【００１８】
熱間圧延後に制御冷却した高炭素鋼線材は、一定のラメラ間隔を持った層状セメンタイトを有するパーライト組織からなっている。本発明のように、実際の高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳが上記式を満たし、上記予測引張強さよりも、実際の引張強さの方が小さい場合には、この高炭素鋼線材組織においては、高炭素鋼線材のラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質が軟質化しているものと推考される。
【００１９】
前記した、従来の高炭素鋼線材の軟質化処理では、ラメラ間隔λ自体が粗くなってしまう。このため、上記予測引張強さの式におけるλが大きくなる結果、本発明のように上記予測引張強さよりも実際の引張強さの方が小さくならず、上記予測引張強さの方が小さくなる。そして、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、十分な伸線性が得られない。したがって、本発明高炭素鋼線材は、従来のように単に焼きなまされた状態のように、軟質化されて単純に引張強さを低下させたものではない。
【００２０】
更に、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材の場合も、実際の高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳの方が大きくなって、本発明のように上記予測引張強さよりも実際の引張強さの方が小さくならず、上記予測引張強さの方が小さくなる。この結果、前記単純な軟質化と同様に（いずれの場合も）、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、十分な伸線性が得られない。
【００２１】
上記した予測引張強さは、高炭素鋼線材の実際の平均ラメラ間隔λと、実際の炭素当量Ｃｅｑとから予測している。したがって、本発明における上記予測引張強さは、高炭素鋼線材の実際の層状セメンタイトの軟質化程度や、実際の平均ラメラ間隔λや炭素当量Ｃｅｑに応じた予測引張強さ、と言える。言い換えると、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材か、従来の軟質化された高炭素鋼線材の平均引張強さ乃至この引張強さに近似したものと言える。即ち、本発明における上記予測引張強さは、単なる計算上や統計処理的な軟質化の基準ではない。本発明における上記予測引張強さは、実際の高炭素鋼線材における、ラメラ構造を維持しつつ、前記ラメラ間隔と炭素当量から期待できる、軟質化限界の基準であると言える。
【００２２】
このような本発明における実際の高炭素鋼線材の平均引張強さと予測引張強さとの関係（基準）は、本発明のように、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化したとしても、この層状セメンタイトの軟質化自体が、直接定量的に測定できないことからも必要である。
【００２３】
また、この層状セメンタイトの軟質化自体が、通常のＴＥＭやＳＥＭなどの組織観察においても、層状セメンタイトを軟質化させていない組織との判別ができないことからも必要である。
【００２４】
このように、本発明では、ラメラ構造を維持しつつ、従来の単純な軟質化のように、高炭素鋼線材の引張強さを低下させるだけではなく、層状セメンタイトの機械的性質をも軟質化する。この結果、通常の伸線加工条件による加工硬化や、必要により行なわれる伸線加工後の熱処理によって、所定の引張強さが得られるほどの、僅かな引張強さの低下量で、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材が得られる効果がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
(金属組織) 
本発明では、高炭素鋼線材の金属組織の８０％以上をパーライト組織とする。このパーライト組織は、鋼線材をオーステナイト状態から冷却した時、共析変態によって得られる、フェライトとセメンタイトとが互いに層状に並んだ組織である。このようなパーライト組織とすることは、高強度で、かつ、鋼線材の伸線性を基本的に確保するために必須である。パーライト組織が金属組織の８０％未満で、ベイナイトなどの過冷組織などが金属組織の２０％を超えた場合、鋼線材の伸線性が基本的に得られない。
【００２６】
(引張強さ) 
本発明では、前記した通り、高炭素鋼線材の実際の平均ラメラ間隔λと実際の炭素当量Ｃｅｑとから予測される高炭素鋼線材の引張強さ（予測引張強さ）よりも、実際の高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳ（実際の引張強さ）を小さくする。実際の引張強さを、予測引張強さよりも小さくしなければ、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材が得られない。
【００２７】
通常、引張強さＴＳ（ＭＰａ）はラメラ間隔Ｓ（μm ）によって決まり、
ＴＳ＝σ0 ＋ＫＳ-1/2の関係があることが知られている。ここで、σ0 、Ｋは定数である。
【００２８】
本発明者らは、この引張強さとラメラ間隔との関係を基に、実際のラメラ間隔から予測される引張強さを、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材か、従来の軟質化された高炭素鋼線材などの平均引張強さにできるだけ近似させようとした。このために、高炭素鋼線材の実際の平均ラメラ間隔λ（ｎｍ）と実際の炭素当量Ｃｅｑをも考慮して、予測される引張強さを、８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０と規定した。そして、同様に、この式におけるＣｅｑも、高炭素鋼線材のＣの含有量である％Ｃ、Ｍｎの含有量である％Ｍｎ、Ｃｒの含有量である％Ｃｒとから、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／４と規定した。
【００２９】
前記した通り、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材の場合や従来の軟質化処理された高炭素鋼線材の場合では、上記規定された予測引張強さよりも実際の引張強さの方が小さくならず、上記予測引張強さの方が逆に小さい結果となる。この結果、いずれの場合も、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、ダイレクトパテンティング材乃至ダイレクトドローイング材として、十分な伸線性が得られない。
【００３０】
即ち、層状セメンタイトが軟質化された高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳは、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくなる。一方、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材の場合や従来の軟質化処理された高炭素鋼線材の場合では、その実際の平均引張強さＴＳは、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも大きくなる。
【００３１】
本発明では、前記した通り、高炭素鋼線材のラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質をも軟質化させるものであって、これによる、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材との実際の平均引張強さＴＳの差は、後述する実施例の通り、炭素量の比較的低い線材では３０ＭＰａ程度、炭素量の比較的高い線材でも２００ＭＰａ未満程度である。また、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さと、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させた線材の実際の平均引張強さＴＳとの差も、後述する実施例の通り、炭素量の比較的低い線材では１０ＭＰａ未満程度、炭素量の比較的高い線材でも５０ＭＰａ未満程度の差でしかない。
【００３２】
このように引張強さの差が小さいのは、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さが、炭素当量Ｃｅｑとから予測される単純な引張強さではなく、高炭素鋼線材の実際の平均ラメラ間隔λを考慮した予測値であることによる。また、高炭素鋼線材のラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質をも軟質化させているためであろうと推考される。
【００３３】
しかも、本発明のように、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳを、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくする、言い換えると、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させるためには、後述する通り、高炭素鋼線材の圧延完了後に室温まで冷却するに際し、線材の温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間を６０秒以上、２００秒以下として、その後室温まで冷却する、特定の熱処理方法をしなければ得られない。
【００３４】
本発明では、単純な軟質化のように、大幅に高炭素鋼線材の引張強さを低下させずに、通常の伸線加工条件による加工硬化や、必要により行なわれる伸線加工後の熱処理によって、所定の引張強さが得られるほどの、僅かな引張強さの低下量で、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材が得られる効果がある。
【００３５】
(鋼線の成分組成) 
以下に、伸線加工性や、スチールコード、半導体切断用ソーワイヤなどの極細線用途に要求される、高強度、高疲労特性、高撚り線性等の特性を合わせて具備するために必要な、あるいは好ましい、本発明高炭素鋼線材の化学成分組成と、各元素の限定理由を説明する。
【００３６】
本発明高炭素鋼線材の基本的な化学成分組成は、上記必要特性を具備するために、質量％で、Ｃ：０．６５〜１．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：０．３５％以下（０％を含む）、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる。
【００３７】
そして、必要により、この基本的な成分組成に、更に、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．３０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２５％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｏ：２．０％以下、の１種または２種以上、あるいはＣａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００７％、の１種または２種以上を含有させる。
【００３８】
（Ｃ：０．６５〜１．２０％）
Ｃは経済的かつ有効な強化元素であり、Ｃの含有量の増加に伴って伸線時の加工硬化量、伸線後の強度が増大する。更に、フェライト量を低減させる効果もある。この効果を十分に発揮させるにはＣの含有量が０．６５％以上の高炭素鋼とする必要がある。しかし、Ｃの含有量が高すぎるとオーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生しやすくなるだけでなく、伸線性や、最終伸線後における極細線の靱性・延性を著しく劣化させ、高速撚り線性が低下するので、その上限を１．２０％とする。
【００３９】
（Ｓｉ：０．０５〜１．２％）
Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素であり、Ａｌを含有しない場合には特に脱酸のために必要となる。また、パテンティング熱処理後に形成されるパーライト中のフェライト相に固溶し、パテンティング後の強度を上げる効果もある。その含有量が０．０５％未満と少ない場合には脱酸効果や強度向上効果が不十分となり、下限は０．０５％とする。一方、Ｓｉは、含有量が多過ぎると、メカニカルデスケーリング（以下、ＭＤとも略記する）による伸線工程が困難になる。また、前記パーライト中のフェライトの延性を低下させ、伸線後の極細線の延性を低下させるため、その上限を１．２％とする。
【００４０】
（Ｍｎ：０．２〜１．０％）
ＭｎはＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素であり、本発明のようにＡｌを積極的に含有しない鋼線材の場合には、ＳｉだけでなくＭｎも添加して、上記脱酸作用を有効に発揮させることが必要である。また、Ｍｎは鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、鋼の靱性・延性を高める作用も有するほか、鋼の焼入性を高めて圧延材の初析フェライトを低減させる効果がある。その含有量が０．２％未満では効果が無く、これらの効果を有効に発揮させるため下限は０．２％とする。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素でもあるため、１．０％を超える過剰のＭｎの含有は、偏析を引き起こし、パテンティングの際に、Ｍｎの偏析部にベイナイト、マルテンサイトなどの過冷組織が発生し、その後の伸線性を害する。このためＭｎの上限は１．０％とする。
【００４１】
〔Ｃｒ：０．３５％以下（但し０％を含む）〕
Ｃｒは、選択的な添加元素ではあるが、他の選択的な添加元素と相違し、含有された際には、本発明の前記予測引張強さの式を、層状セメンタイトが軟質化されていない高炭素鋼線材か、従来の軟質化された高炭素鋼線材などの平均引張強さにできるだけ近似させるために、Ｃｅｑ算出式中で考慮されなければならない元素である。このため、本発明では、Ｃｒを、０％を含む、０．３５％以下と規定する。
【００４２】
Ｃｒは、焼入性を向上させるとともに、パーライトのラメラ間隔を微細化し、パーライトを微細にする。この結果、極細高炭素鋼線の強度や線材の伸線加工性等を向上させるのに有効である。この様な作用を効果的に発揮させるためには、好ましくは０．００５％以上含有させる。一方、Ｃｒ量が多過ぎると、未溶解セメンタイトが生成しやすくなったり、変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じるおそれがあるほか、ＭＤ性も悪くなるので、その上限を０．３５％とする。
【００４３】
(Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｏの１種または２種以上) 
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｏは、鋼の強化作用の点で同効元素である。したがって、これらの効果を発揮させるためには、これらの元素を１種または２種以上選択的に含有させる。
【００４４】
（Ｖ：０．００５〜０．３０％）
Ｖは、焼入性を向上させ、極細鋼線の高強度化に有効である。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．００５％以上選択的に含有させる。一方、過剰に含有すると炭化物を過剰に生成し、ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、逆に強度を下げたり、第２相フェライトを過剰に生成する原因となるので、その上限を０．３０％とする。
【００４５】
（Ｃｕ：０．０５〜０．２５％）
Ｃｕは、上記した鋼の強化作用効果の他、極細鋼線の耐食性を高めると共に、ＭＤ時のスケール剥離性を向上し、ダイスの焼き付きなどのトラブルを防止するのに有効な元素である。この様な作用を効果的に発揮させるには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、過剰に含有すると、熱間圧延後の線材載置温度を９００℃程度の高温にした場合でさえ、線材表面にブリスターが生成し、このブリスター下の鋼母材にマグネタイトが生成するため、ＭＤ性が劣化する。更に、ＣｕはＳと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するため、線材製造過程で鋼塊や線材などに庇を発生させる。このためにＣｕ量の上限は０．２５％とする。
【００４６】
（Ｎｉ：０．０５〜０．３０％）
Ｎｉは、上記した鋼の強化作用効果の他、セメンタイトの延性を向上させるので、伸線性等の延性向上効果がある。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、Ｎｉは高価であるので、上限を０．３０％とする。
【００４７】
（Ｍｏ：０．０５〜０．２５％）
Ｍｏは、焼入性を向上させ、極細鋼線の高強度化に有効である。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０５％以上選択的に含有させる。一方、過剰に含有すると炭化物を過剰に生成し、ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、逆に強度を下げたり、第２相フェライトを過剰に生成する原因となるので、その上限を０．２５％とする。
【００４８】
（Ｎｂ：０．１０％以下）
Ｎｂは、上記した鋼の強化作用効果の他、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。これらの効果を発揮させるためには、好ましくはＮｂは０．０２０％以上選択的に含有させる。一方、Ｎｂが０．１０％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、上限を０．１０％とする。
【００４９】
（Ｔｉ：０．０１０％以下）
Ｔｉは、上記した鋼の強化作用効果の他、炭化物あるいは窒化物を形成して線材の延性を向上させる。この効果を発揮させるためには、好ましくはＴｉは０．００５％以上選択的に含有させる。一方、Ｔｉが０．０１０％を超えると、過度の析出強化により伸線性が返って低下するので、上限を０．０１０％とする。
【００５０】
（Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｂは、焼入性を向上させ、パテンティング処理にて発生する粒界フェライトの生成を抑制する効果がある。粒界フェライトはデラミネーションの発生起点を与えることがあるので、Ｂを含有させることで、より確実にデラミネーションを抑制できる。この様な作用を効果的に発揮させるためには、０．０００５％以上選択的に含有させる。一方、過剰に含有すると、上記効果を発揮する有効なフリーＢが減少する反面、粗大な化合物が生成しやすくなり、却って、延性を低下させるので、その上限を０．００５０％とする。
【００５１】
（Ｃｏ：２．０％以下）
Ｃｏは、上記した鋼の強化作用効果の他、初析セメンタイトの生成を抑制し、延性、伸線加工性を向上させるため、好ましい下限値としては０．００５％以上選択的に含有させる。しかし、過度に含有すると、パテンティング処理の際のパーライト変態に長い時間を要するようになり、生産性が低下するので、２．０％を上限とする。
【００５２】
（Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇは、鋼中で微細な酸化物を生成し、オーステナイトを細粒にする効果を有する。このような効果を発揮させるためには、１種または２種以上を、各々の下限量として０．０００５％以上、選択的に含有させる。しかし、Ｃａで０．００５％超、ＲＥＭで０．００５％超、Ｍｇで０．００７％超、各々含有すると、酸化物が粗大化し、伸線加工性を低下させる。したがって、これらの量を各々上限の含有量とし、含有させる場合は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００７％の範囲とする。
【００５３】
（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。
【００５４】
（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。
【００５５】
その他、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％以下に止めることが好ましい。
【００５６】
（製造方法）
次に、本発明高炭素鋼線材の好ましい製造条件について以下に説明する。
本発明では、上記したように、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳを、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくする、言い換えると、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させるための、圧延完了後の高炭素鋼線材の４５０℃から３００℃までの冷却時間以外は、基本的に、常法での製造が可能であり、これが本発明の利点でもある。
【００５７】
具体的には、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、例えば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、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。
【００５８】
以下に、仕上げ圧延後の制御冷却条件につき説明する。なお、これらの制御冷却条件は線径によっても異なるが、仕上げ圧延後の線径が、例えば３〜８ｍｍである、通常の高炭素鋼線材の線径範囲であれば、この制御冷却条件が適用できる。
【００５９】
線材温度が４５０℃までの線材の冷却は、高炭素鋼線材の金属組織の８０％以上をパーライト組織とするために、基本的に急冷条件にて行なう。例えば、５℃／ｓ以上の速い冷却速度にて、水冷、ステルモアラインなどにて衝風冷却、あるいはこれらを組み合わせたステップ冷却、などの強制冷却を行なうことが好ましい。これらの強制冷却によって、高炭素鋼線材の金属組織の８０％以上をパーライト組織とでき、オーステナイトの回復、再結晶、粒成長なども抑制して、パーライトのノジュールを微細化することができる。
【００６０】
冷却速度が５℃／ｓ未満では、４５０℃を超える温度までの冷却に時間を要し、４５０℃を超える線材温度での保持時間が長くなり、層状のセメンタイトが粒状に粗大化し、剥離しやすくなり（ちぎれやすくなり）、伸線中に線材が断線しやすくなる。一方、冷却速度が２０℃／ｓ超では、脱スケール性が悪化する可能性がある。
【００６１】
更に、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（保持時間）を、本発明では、６０秒以上、２００秒以下とする。この条件を外れた場合、それまでの制御冷却によって、パーライト組織を最適化しても、本発明の規定する引張強さの関係を有する線材は得られない。例えば、この保持する線材温度が４５０℃を超えると、上記した通り、層状のセメンタイトが粒状に粗大化して伸線性が低下する。一方、この保持する線材温度が３００℃未満では、上記したように、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳを、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくできない。言い換えると、ラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させることができず、伸線性を向上できない。
【００６２】
線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（保持時間）が６０秒未満では、やはり、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳを、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくできない。言い換えると、ラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させることができず、伸線性を向上できない。
【００６３】
一方、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（保持時間）が２００秒を超えた場合、強度が最初の状態に復帰してしまい、やはり、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳを、上記予測される高炭素鋼線材の引張強さよりも小さくできない。言い換えると、ラメラ構造を維持しつつ、層状セメンタイトの機械的性質を軟質化させることができず、伸線性を向上できない。
【００６４】
このように、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（保持時間）を６０秒以上、２００秒以下とするためには、熱間圧延後の線材の冷却コンベアのラインの長さがある程度必要である。冷却コンベアのラインの長さが短いと、上記温度範囲に、上記所定時間保持できない。その上で、冷却コンベア上のコイルの冷却速度を、鋼材の成分、線径、リングピッチに応じて、徐冷カバーの設置や、衝風冷却の風量の調整などで、制御できる。
【００６５】
この制御冷却後の室温までの冷却は、放冷、徐冷、急冷などが自由に選択できる。また、室温までの冷却に際し、線材温度が３００℃未満であれば、その温度に保持することも自由である。
【実施例１】
【００６６】
以下に本発明の実施例を説明する。実施例１として、上記した圧延後の制御冷却条件（特に線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間）を種々変えた高炭素鋼線材を得、この高炭素鋼線材の機械的な性質、伸線性と引抜き抵抗を各々評価した。
【００６７】
即ち、下記表１に示す組成の内から鋼種３の高炭素鋼ビレットを共通して用いて、表２に示すＡ〜Ｇの種々の条件で、熱間圧延および圧延後の制御冷却して、５．５ｍｍ径の鋼線材を製造した。なお、表２において、巻取温から４５０℃までの衝風冷却の内、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｇは強衝風冷却、Ｄは弱衝風冷却と言える。
【００６８】
これらの鋼線材のパーライトの面積率（％）、平均ラメラ間隔（ｎｍ）、引張試験による平均強度ＴＳ、ＲＡ（絞り：％）、を各々測定した。これらの結果を各々表３に示す。なお、ＲＡ（％）、引張強度ＴＳは、任意に、連続した４ｍ長さの線材をサンプリングして、この線材からＪＩＳ９Ｂ号試験片を連続して１６本採取して各々測定したＲＡと引張強度との各平均値とした。
【００６９】
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た。
【００７０】
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た。
【００７１】
また、表１の成分に基づき、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／５＋％Ｃｒ／４を計算した。そして、このＣｅｑと、上記平均ラメラ間隔λとから、８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０の式で、予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）を求めた。更に、この予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）と、上記高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）の間の大小関係と、Ａ−Ｂの差とを求めた。これらの結果も各々表３に示す。
【００７２】
その後、これらの鋼線材を、パテンティング処理無しで、直接２．３ｍｍ径まで、伸線速度４００ｍ／ｍｉｎにて、多段式の乾式伸線機で伸線して、伸線性を評価した。なお、伸線に際しては、線材は塩酸中に浸漬して、スケールを完全に除去した後、鋼線材の表面の潤滑のために、リン酸亜鉛処理により、鋼線材の表面にリン酸亜鉛皮膜を設けた。
【００７３】
更に、これら２．３ｍｍ径の伸線材の引抜抵抗値を測定した。測定は、単釜伸線機にて、１５ｍ／ｍｉｎの速度で伸線して、引抜抵抗（ｋｇｆ）をロードセルにて測定した。ダイスのアプローチアングルは１５度とした。また、表３における比較例１の引抜抵抗値を基準とした比較で、引抜抵抗の低減値も計算した。これらの結果も表３に示す。
【００７４】
表１、２から明らかな通り、表３の発明例３〜６は、本発明の範囲内の化学成分組成の鋼種３からなり、金属組織の少なくとも９４％以上がパーライト組織であり、圧延後の制御冷却条件も、特に線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間がＢ〜Ｆの発明範囲内である。
【００７５】
この結果、表３の発明例３〜６は、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）が、予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）よりも小さい。したがって、表３に示す通り、線径が太い部分（５．５ｍｍ径〜２．３ｍｍ径）での伸線性に優れ、線径が細い部分（２．３ｍｍ径〜２．０ｍｍ径）での引抜抵抗も小さく、基準となる比較例１に比しても引抜抵抗低減量が大きい。
【００７６】
これに対して、比較例１、２は、各々本発明の範囲内の化学成分組成である鋼種３を用い、金属組織の少なくとも９５％以上がパーライト組織であるものの、特に線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間が、下限の６０秒を下回って短過ぎるＡ、Ｂの比較例となっている。この結果、比較例１、２は、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）が、予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）よりも大きくなっている。このため、線径が太い部分での伸線性には一応優れるものの、線径が細い部分での引抜抵抗が大きく、発明例に比して引抜抵抗低減量が著しく小さい。
【００７７】
また、比較例７は、同じく本発明の範囲内の化学成分組成である鋼種３を用い、金属組織の９３％がパーライト組織であるものの、特に線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間が上限の２００秒を上回って長過ぎるＧの比較例となっている。この結果、比較例７は、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）が、予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）よりも大きくなっている。このため、線径が太い部分での伸線性には一応優れるものの、線径が細い部分での引抜抵抗が大きく、発明例に比して引抜抵抗低減量が著しく小さい。
【００７８】
図１、２に、表３の結果を整理した結果を示す。図１は、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）と予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）との差（ＭＰａ：縦軸）と、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（ｓ：横軸）との関係を示す。図２は、引抜抵抗低減量と、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間（ｓ：横軸）との関係を示す。図１、２における各番号は、表３の各例の番号に対応している。なお、図１、２において、発明例４のみは、表２の通り弱衝風冷却Ｄ（軟質化）であるので、他の実線で結んだ発明例や比較例に対して、点線にて結んだ。
【００７９】
こらら実施例および図１、２の結果から、本発明の線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間を６０秒以上、２００秒以下とすることの、高炭素鋼線材の平均引張強さＴＳを、ＴＳ≦８７００／√（λ／Ｃｅｑ）＋２９０の関係とし、かつ、引抜抵抗低減量を大きくすることへの臨界的な意義が分かる。また、以上の実施例から、本発明要件の伸線性や線径が細い部分での引抜抵抗低減効果に対する臨界的な意義が分かる。
【００８０】
【表１】
2005206853.tif 000002
【００８１】
【表２】
2005206853.tif 000003
【００８２】
【表３】
2005206853.tif 000004
【実施例２】
【００８３】
次に、実施例２として表４に示す。ここでは、表１に示す１〜１０の各組成の５．５ｍｍ径の鋼線材を、同じ鋼種同士について、表２に示す圧延後の制御冷却条件Ａ（比較例）とＥ（発明例）で各々変えた高炭素鋼線材を得て、これを実施例１と同様に伸線加工した。
【００８４】
そして、実施例１と同様に、これらの高炭素鋼線材のパーライトの面積率（％）、ＲＡ（％）、引張試験による平均強度ＴＳ、平均ラメラ間隔（ｎｍ）、伸線性と引抜き抵抗、引抜き抵抗低減量を各々測定、評価した。これらの鋼線材のを測定した。これらの結果を各々表４に示す。なお、表４に示す引抜き抵抗低減量は、鋼種が同じで圧延後の制御冷却条件のみが異なる、下記比較例と発明例との各々の比較（差）である。
【００８５】
表４の比較例８と発明例９、比較例１０と発明例１１、比較例１２と発明例１３、比較例１４と発明例１５、比較例１６と発明例１７、比較例１８と発明例１９、比較例２０と発明例２１、との間で各々比較する。これから明らかな通り、各々本発明の範囲内の化学成分組成鋼種１〜７からなり、金属組織の８０％以上がパーライト組織であっても、圧延後の制御冷却条件（線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間）がＡの比較例（冷却時間が短過ぎる）である上記各比較例は、高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）が、予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）よりも大きくなっている。このため、線径が太い部分での伸線性には一応優れるものの、線径が細い部分での引抜抵抗が大きく、圧延後の制御冷却条件がＥの発明例である、各発明例に比して引抜抵抗低減量が著しく小さい。
【００８６】
この傾向は、表４の比較例２２と比較例例２３でも同様であったが、比較例２２、２３は、発明範囲外の組成である表１の鋼種８（Ｃが高過ぎる）を用いているために、線径が太い部分でも、初析セメンタイトによる断線が生じ、線径が細い部分での引抜抵抗の測定ができなかった。
【００８７】
これは、表４の比較例２４〜２７でも同様であり、比較例２４〜２７は、発明範囲外の組成である表１の鋼種９（Ｓｉが高過ぎる）や鋼種１０（Ｍｎが高過ぎる）を用いているために、線径が太い部分でも、過冷組織による断線が生じ、線径が細い部分での引抜抵抗の測定ができなかった。
【００８８】
以上の結果から、本発明の化学成分組成や、引張強さの規定や線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間の規定の、伸線性や線径が細い部分での引抜抵抗低減効果に対する臨界的な意義が分かる。
【００８９】
【表４】
2005206853.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００９０】
以上説明したように、本発明によれば、伸線加工前や途中のパテンティング処理が省略可能であり、熱間圧延ままで、伸線ダイスの引抜き抵抗が少なく、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００９１】
【図１】高炭素鋼線材の実際の平均引張強さＴＳ（Ｂ）と予測高炭素鋼線材の平均引張強さ（Ａ）との差と、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間との関係を示す説明図である。
【図２】高炭素鋼線材の引抜抵抗低減量と、線材温度が４５０℃から３００℃までの冷却時間との関係を示す説明図である。
【図１】
2005206853.tif 000006
【図２】
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