(57)【要約】【課題】  鋼線材をその後の伸線に供する際に、鋼線材中の硬質介在物を可及的に低減することによって、伸線性および疲労特性を優れたものとした鋼線材、およびこうした鋼線材を製造するための有用な方法を提供する。【解決手段】  鋼線材中に含まれる、圧延方向に垂直な幅が５μｍ以上の酸化物系介在物であって、Ａｌ2Ｏ3+ＭｇＯ+ＣａＯ+ＳｉＯ2+ＭｎＯ=１００％（質量％の意味、以下同じ）となるように規格化したときに、ＭｇＯ+ＭｎＯ≦３０％であり、且つＡｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、下記（Ａ）または（Ｂ）のいずれかの組成を満足する介在物が、鋼線材の軸芯線を含む断面１００ｍｍ2当り５個以下である。（Ａ）：ＳｉＯ2≧７５％（Ｂ）：Ａｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％、ＣａＯ≧１０％【選択図】      図４
2007002294.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼線材中に含まれる、圧延方向に垂直な幅が５μｍ以上の酸化物系介在物であって、Ａｌ2Ｏ3+ＭｇＯ+ＣａＯ+ＳｉＯ2+ＭｎＯ=１００％（質量％の意味、以下同じ）となるように規格化したときに、ＭｇＯ+ＭｎＯ≦３０％であり、且つＡｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、下記（Ａ）または（Ｂ）のいずれかの組成を満足する介在物が、鋼線材の軸芯線を含む断面１００ｍｍ2当り５個以下であることを特徴とする伸線性および疲労特性に優れた鋼線材。
（Ａ）：ＳｉＯ2≧７５％
（Ｂ）：Ａｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％、ＣａＯ≧１０％
【請求項２】
Ｃ：０．４〜１．３％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含むものである請求項１に記載の鋼線材。
【請求項３】
更に、Ｎｉ：０．０１〜１％を含有するものである請求項２に記載の鋼線材。
【請求項４】
更に、Ｃｕ：０．０１〜１％を含有するものである請求項２または３に記載の鋼線材。
【請求項５】
更に、Ｃｒ：０．０１〜１．５％を含有するものである請求項２〜４のいずれかに記載の鋼線材。
【請求項６】
更に、Ｌｉ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｎａ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｃｅ：３〜１００ｐｐｍおよびＬａ：３〜１００ｐｐｍよりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有するものである請求項２〜５のいずれかに記載の鋼線材。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の鋼線材を製造するに当たり、鋼線材へ熱間圧延するために供する鋳片を加熱するに際して、鋳片の温度が１０００℃〜１１００℃に上昇させるときの時間を６０分以内として操業することを特徴とする伸線性および疲労特性に優れた鋼線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、タイヤコード用鋼線材、ばね用鋼線材等の高強度極細鋼線材中の非金属介在物を極力低減し、伸線性および疲労特性を向上させた鋼線材、並びにその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼線材においては、延性が小さく硬質である非金属系介在物（特に酸化物系介在物）が存在していると、これが伸線工程での断線の原因となる。また、ばね用鋼では、製品に繰り返し応力がかかるので、硬質の介在物の存在は疲労破壊の起点となり得る。こうしたことから、これらの非金属介在物を極力低減するか若しくは軟質化し、延性を高めて無害化することが、タイヤコード用鋼線材やばね用鋼線材の製造にとって極めて重要な要件となる。
【０００３】
鋼線材中における非金属介在物の軟質化、延性化を図るという観点から、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１、２には、鋼中の非金属介在物の組成自体をある範囲に制御することによって、該介在物の軟質化、および延性化を図る技術が開示されている。
【０００４】
しかしながら、これらの技術では、介在物が延性化する上記組成範囲内に制御するための具体的手段について、開示されている訳ではない。
【０００５】
一方、特許文献３、４、５および非特許文献１には、溶鋼精錬時のスラグ組成をある範囲に制御するという手段によって、介在物の軟質化および延性化を図ることについて開示されている。
【０００６】
しかしながら、実際の製造工程において、鋼中の全ての非金属介在物が延性を有し、軟質なものに制御することは事実上不可能である。また精錬を完了した溶鋼を鋳造した後の鋳片加熱、分塊圧延および線材圧延を経た後における、鋼中での介在物組成の変化については考慮されているとはいえない。
【０００７】
鋳片を圧延する前の加熱温度については、例えば特許文献６、７などに開示されているが、加熱する際の昇温速度に関して記述したものは見あたらない。しかし、熱間圧延時における鋳片の昇温速度は、ＳｉＯ2(シリカ)やＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3・ＳｉＯ2(アノーサイト）などの硬質介在物の量に大きく影響を与えるものであり、熱処理条件が適切でないと、断線頻度が増加したり、疲労特性が劣化することがある。
【特許文献１】特公平６−７４４８４号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献２】特公平６−７４４８５号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献３】特公平７−１０３４１６号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献４】特開平６−２１２２３７号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献５】特開平７−３１６６３１号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献６】特開平４−２７２１１９号公報  「特許請求の範囲」等
【特許文献７】特開平５−２１４４８４号公報  「特許請求の範囲」等
【非特許文献１】第１８２・１８３回西山記念技術講座「介在物制御と高清浄度鋼製造材技術」、（社）日本鉄鋼協会編、２００４年、第１３３〜１３４頁）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、鋼線材をその後の伸線に供する際に、鋼線材中の硬質介在物を可及的に低減することによって、従来以上に伸線性および疲労特性を優れたものとした鋼線材、およびこうした鋼線材を製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記目的を達成し得た本発明の鋼線材とは、鋼線材中に含まれる、圧延方向に垂直な幅が５μｍ以上の酸化物系介在物であって、Ａｌ2Ｏ3+ＭｇＯ+ＣａＯ+ＳｉＯ2+ＭｎＯ=１００％（質量％の意味、以下同じ）となるように規格化したときに、ＭｇＯ+ＭｎＯ≦３０％であり、且つＡｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、下記（Ａ）または（Ｂ）のいずれかの組成を満足する介在物が、鋼線材の軸芯線を含む断面１００ｍｍ2当り５個以下である点に要旨を有するものである。
（Ａ）：ＳｉＯ2≧７５％
（Ｂ）：Ａｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％、ＣａＯ≧１０％
【００１０】
本発明の鋼線材における化学成分組成については、タイヤコードやばね等に用いるものであれば特に限定されるものではないが、好ましいものとして、例えば、Ｃ：０．４〜１．３％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含むものが挙げられる。またこうした鋼線材においては、更に（ａ）Ｎｉ：０．０１〜１％、（ｂ）Ｃｕ：０．０１〜１％、（ｃ）Ｃｒ：０．０１〜１．５％、（ｄ）Ｌｉ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｎａ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｃｅ：３〜１００ｐｐｍおよびＬａ：３〜１００ｐｐｍよりなる群から選ばれる１種以上の元素、等を含むものであっても良い。
【００１１】
上記のような鋼線材を製造するに当たっては、鋼線材へ熱間圧延するために供する鋳片を加熱するに際して、鋳片の温度が１０００℃〜１１００℃に上昇させるときの時間を６０分以内として操業するようにすれば良い。
【発明の効果】
【００１２】
本発明では、特性に影響を与えることが予想されるような、特定の化学成分組成を有する硬質の酸化物系介在物を極力低減することによって、伸線性および疲労特性に優れた鋼線材が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
適切な組成のスラグを用いた溶鋼処理を施すことによって、鋳片中若しくは鋼片中の介在物は、図１（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3三成分系状態図）に示すＳの領域付近の組成となり、熱間圧延または伸線の際に軟質化して圧延し易くなることが知られている（前記非特許文献１参照）。上記Ｓの領域は、具体的には、ＳｉＯ2：２０〜７０％、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3:１０〜３０％となる領域を意味する。
【００１４】
しかしながら、実際の製造工程においては、鋼中の非金属介在物について延性を有し、軟質なものに制御することは事実上不可能である。こうしたことから本発明では、非延性の硬質介在物に着目し、その量をどの程度に低減すれば良いかという観点から検討した。
【００１５】
ところで、熱間圧延を行う前には、鋳片は１２００〜１３００℃程度まで加熱されるのであるが、この加熱処理が適切でないと鋳片中の介在物組成は、鋳片の介在物組成が適切（前記Ｓの領域）に制御されていても、加熱処理後に図１のＡ，ＢまたはＣの領域付近の組成に変化してしまうことになる。特に、ＡおよびＢの領域付近の組成を有する介在物は硬質なものとなって、熱間圧延若しくは伸線時に延伸しにくいものとなる。
【００１６】
上記Ａ領域は、Ａｌ2Ｏ3+ＭｇＯ+ＣａＯ+ＳｉＯ2+ＭｎＯ=１００％となるように規格化したときに、ＭｇＯ＋ＭｎＯ≦３０％であって、且つＡｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、ＳｉＯ2≧７５％となる組成領域を意味する。また、上記Ｂの領域は、Ａｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、Ａｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％およびＣａＯ≧１０％となる領域を意味する。
【００１７】
本発明において対象とする介在物組成を、ＭｇＯ＋ＭｎＯ≦３０％のものとしたのは、ＭｇＯ＋ＭｎＯが３０％を超えた場合には、Ａｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2=１００％となるように規格化したときに、ＳｉＯ2≧７５％、或いはＡｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％およびＣａＯ≧１０％となっても軟質化してしまうからである。
【００１８】
本発明者らは、上記Ｓの領域付近の組成に制御された介在物を含む鋳片について、鋳片加熱炉内の何箇所かに設置してある燃焼用バーナーに供給する燃焼ガス流量を、バーナー毎に変化させて加熱速度を変化させる実験を行い、その影響について検討した。その結果、加熱速度の高低に応じて、熱間圧延後の鋼線材における介在物組成の変化の度合いが変わることを見出した。
【００１９】
この実験においては、鋳片内部の４箇所に熱伝対を埋め込み、各位置における温度上昇を測定した。この温度上昇速度が最も遅いのは、鋳片中央部分である。鋳片各部分における温度の経時変化を図２、３に示す。尚、図２は、温度上昇速度が速い場合を示したものであり、図３は温度上昇速度が遅い場合を示したものである。また、Ｉ〜ＩＶは、鋳片断面（６００ｍｍ×３８０ｍｍ）における温度測定位置を夫々示したものである。
【００２０】
本発明者らが、上記の実験に基づいて、更に検討したところ、前記図２に示したように温度上昇速度が速い場合（特に、１０００℃から１１００℃に上昇までの時間が短い場合）は、ＡまたはＢの領域付近の組成を有する介在物が少なくなることが分かったのである。これに対して、前記図３に示したように温度上昇速度が遅い場合（特に、１０００℃から１１００℃に上昇するまで時間が長い場合）には、ＡまたはＢの領域付近の組成を有する介在物が多くなることが分かったのである。特に、最も温度上昇が遅くなる温度測定位置ＩＶ（鋳片中央部）において、１０００℃から１１００℃に上昇するまでの時間が６０分以内の場合には、ＡまたはＢの領域付近の組成を有する介在物が少なくなるのである。
【００２１】
本発明で対象とする介在物は、「圧延方向に垂直な幅が５μｍ以上」としたのは、幅が５μｍ未満の微細な介在物は、伸線時の断線や疲労破壊の起点になりにくく、伸線性や疲労特性に顕著な影響を与えないという理由からである。また本発明では、酸化物系介在物を対象とするものであるが、硫化物系介在物は非常に軟らかく、熱延時に伸びて微細化されるため、伸線性や疲労特性に対する影響は少ないからである。
【００２２】
図４は、鋳片中央部（前記ＩＶの位置）の温度が１０００℃から１１００℃に上昇するに要する時間（温度上昇所要時間）と、介在物個数（５．５ｍｍφ鋼線材におけるＡまたはＢ組成で幅が５μｍ以上のもの）の関係について示したグラフである。この結果から明らかなように、温度上昇所要時間が、短くなればなるほど介在物個数が少なくなり、特に６０分以下であれば介在物個数を５個／１００ｍｍ2以下に低減できることが分かる。
【００２３】
図５は、介在物（ＡまたはＢの組成を有する介在物）の個数と断線回数（５．５ｍｍφの線材を０．２ｍｍφの線材に伸線したときの鋼線材１０ｔ当りの断線回数）の関係について示したグラフである。この結果から明らかなように、ＡまたはＢの組成を有する介在物の個数が少なくなればなるほど、断線回数が少なくなり、特に介在物個数が５個／１００ｍｍ2以下となれば、実操業上問題とならない程度（７回以下／鋼線材１０ｔ当り）に低減できることが分かる。
【００２４】
図６は、介在物（ＡまたはＢの組成を有する介在物）の個数と疲労試験時の折損率（４．８ｍｍφの線材についての中村式回転曲げ疲労試験での折損率）の関係について示したグラフである。この結果から明らかなように、ＡまたはＢの組成を有する介在物の個数が少なくなればなるほど、疲労特性が向上することが分かる。
【００２５】
またこれらの結果から明らかなように、伸線性および疲労特性を向上させるためには、介在物個数をできるだけ少なくすることが好ましく（鋼線材１００ｍｍ2当り４個以下、より好ましくは３個数以下）、そのためには、鋳片を１０００℃から１１００℃に加熱する際の所要時間をできるだけ短く制御することが重要である。
【００２６】
本発明では、所定の成分組成（Ａ組成またはＢ組成）を有する酸化物系介在物の個数を低減することによって伸線加工性および疲労特性の改善を図るものであり、対象とする鋼線材の成分については限定されるものではなく、一般に使用されるスチールコード用鋼のような伸線加工用鋼材を適用することになる。こうした鋼材としての基本成分である、Ｃ，Ｓｉ，ＭｎおよびＡｌについては、下記のように成分範囲を規定することが好ましい。
【００２７】
Ｃ：０．４〜１．３％
Ｃは、強度の向上に有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．４％以上含有させることが好ましい。但し、Ｃ含有量が過剰になると、鋼が脆化して伸線性が損なわれるので、１．３％以下とすることが好ましい。尚、Ｃ含有量のより好ましい下限は０．５％であり、より好ましい上限は１．２％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．１〜２．５％
Ｓｉは脱酸作用を有する元素であり、この作用を発揮させるためには、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、脱酸生成物としてＳｉＯ2の生成量が多くなり過ぎて、伸線性が損なわれるので、２．５％以下とするのが好ましく、より好ましくは２．３％以下にするのが良い。
【００２９】
Ｍｎ：０．２〜１．０％
ＭｎはＳｉと同様に脱酸作用を有する他、介在物制御作用を有する元素である。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎは０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上含有させるのが良い。但し、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋼材が脆化して伸線性が損なわれるので、１．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９％以下とするのが良い。
【００３０】
Ａｌ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ａｌは介在物制御にとっても有用な元素であり、その質量濃度で０．００１％程度は必要である。しかしながら、Ａｌ含有量が多くなると、介在物中のＡｌ２Ｏ３濃度が高くなり断線の原因となる粗大Ａｌ２Ｏ３が生成する可能性があるので、０．００３％以下であることが好ましい。
【００３１】
上記基本成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物からなるものであるが、必要によって（ａ）Ｎｉ：０．０１〜１％、（ｂ）Ｃｕ：０．０１〜１％、（ｃ）Ｃｒ：０．０１〜１．５％、（ｄ）Ｌｉ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｎａ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｃｅ：３〜１００ｐｐｍおよびＬａ：３〜１００ｐｐｍよりなる群から選ばれる１種以上の元素、等を含有することも好ましい。これらの成分を含有させるときの、範囲限定理由は下記の通りである。
【００３２】
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｎｉは鋼線の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高めるのに有用な元素である。こうした効果作用を発揮させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰になるとその効果が飽和するので、その含有量は１％以下とすることが好ましい。尚、Ｎｉを含有させるときのより好ましい下限は０．０２％であり、より好ましい上限は０．９％である。
【００３３】
Ｃｕ：０．０１〜１％
Ｃｕは析出硬化作用によって、鋼線の高強度化に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると、結晶粒界に偏析して鋼材の熱間圧延工程で割れや疵を発生させる原因になるので、１％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｕを含有させるときのより好ましい下限は０．０２％であり、より好ましい上限は０．９％である。
【００３４】
Ｃｒ：０．０１〜1．５％
Ｃｒは伸線加工時に間おける加工硬化率を高める効果を発揮し、比較的低い加工率でも高い強度が得られ易くなる。またＣｒは鋼の耐食性を高める作用を有しており、タイヤ等のゴム補強材として細線鋼の腐食を抑制する上でも有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上とするのが良い。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、パーライト変態に対する焼入れ性が高くなって、パテンティング処理が困難になり、更に二次スケールが緻密になり過ぎてメカニカルデスケーリング性および酸洗性が劣化するので、１．５％以下とするのが好ましく、より好ましくは１．４％以下とするのが良い。
【００３５】
Ｌｉ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｎａ：０．０２〜２０ｐｐｍ，Ｃｅ：３〜１００ｐｐｍおよびＬａ：３〜１００ｐｐｍよりなる群から選ばれる１種以上の元素
これらの元素は、鋼中の介在物を軟質化するのに有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｌｉ，Ｎａで０．０２ｐｐｍ以上、Ｃｅ，Ｌａで３ｐｐｍ以上、含有させることが好ましいが、これらの元素の含有量が過剰になってもその効果が飽和するので、Ｌｉ，Ｎａで２０ｐｐｍ以下、Ｃｅ，Ｌａで１００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。尚、これらの元素のより好ましい下限は、夫々Ｌｉ：０．０３ｐｐｍ、Ｎａ：０．０３ｐｐｍ、Ｃｅ：５ｐｐｍ、Ｌａ：５ｐｐｍであり、より好ましい上限は、夫々Ｌｉ：１０ｐｐｍ、Ｎａ：１０ｐｐｍ、Ｃｅ：８０ｐｐｍ、Ｌａ：８０ｐｐｍである。
【００３６】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００３７】
溶銑予備処理工程において、Ｐを０．００７〜０．０２０％、Ｓを０．００４〜０．０１５％の濃度にまで低下させた各種溶銑：２４０ｔを、転炉に装入し（他の成分については下記表１、３参照）、所定の濃度にまで脱Ｃ吹錬し、その後、取鍋へ出鋼し、取鍋加熱精錬装置にて成分調整、およびスラグ精練を実施した。
【００３８】
引き続き、連続鋳造によって、断面６００ｍｍ×３８０ｍｍの鋳片に鋳造した。この鋳片を１２６０℃に加熱し、１５５ｍｍ角までの分塊圧延、更には５．５ｍｍφまたは８．０ｍｍφの線材へ熱間圧延した。
【００３９】
この線材の軸心を含む全断面をＥＰＭＡで観察し、幅：５μｍ以上の酸化物系介在物について、Ａｌ2Ｏ3+ＣａＯ+ＳｉＯ2＝１００％と規格化したときに、下記（Ａ）および（Ｂ）組成を満足する介在物個数を計測し、線材断面１００ｍｍ2当りに換算した。
（Ａ）：ＳｉＯ2≧７５％
（Ｂ）：Ａｌ2Ｏ3≧３５％、ＳｉＯ2≧１０％、ＣａＯ≧１０％
【００４０】
実施例１
上記のようにして得られた線材（５．５ｍｍφ）について、タイヤコ−ド用鋼線材として下記の方法で、伸線性を評価した。
【００４１】
［評価方法］
５．５ｍｍφ→０．２ｍｍφに伸線したときの断線回数
［伸線方法］
５．５ｍｍφの鋼線材について、塩酸で酸化皮膜を除去した後、連続伸線機（昭和機械社製：型式「ＤＣ-６１０-７ＢＤ６１０」）で１．２ｍｍφまで乾式伸線を行った。この伸線において、途中で用いた伸線ダイス径は、４．８，４．２，３．７，３．２６，２．８５，２．５，２．２，１．９３，１．６９，１．４８，１．３（ｍｍ）であり、１．２ｍｍ径での線引き速度は４００ｍ／ｍｉｎとした。
【００４２】
このとき、線材の表面には、予めリン酸亜鉛の皮膜処理を行い、潤滑剤はステアリン酸ナトリウム主体のものを用いた。
【００４３】
１．２ｍｍφまで伸線した線材は、１２３０Ｋまで加熱した後、８３０Ｋの鉛浴中でパテンティング処理を施し、微細パーライト組織としてから、Ｃｕ：Ｚｎ＝７：３（質量比）のブラスめっき（膜厚：約１．５μｍ）を行った。最終的に、湿式伸線機械（ＫＯＣＨ社製：型式ＫＰＺＩＩＩ／２５−ＳＰＺ２５０）を用いて、０．２ｍｍφまでの引き抜き加工を行った。
【００４４】
線引き中の浸漬浴は、水を７５％含む天然脂肪酸、アミノ酸、界面活性剤を混合した溶液を用いた。このときの途中のダイス径は、１．１７６，０．９５９，０．８８０，０．８０６，０．７４１，０．６８０，０．６２５，０．５７４，０．５２７，０．４８４，０．４４４，０．３７４，０．３４３，０．３１３，０．２８７，０．２６０，０．２３７，０．２１６（ｍｍ）であり、０．２ｍｍ径での線引き速度は５００ｍ／ｍｉｎとした。
【００４５】
このとき用いた鋼線材の化学成分組成を下記表１に、伸線性の評価結果を介在物の個数および昇温時間と共に下記表２に示す。尚、表２中の昇温所要時間Ｔ（分）は、鋳片の中央部温度（前記図２、３参照）が１０００℃から１１００℃へ上昇するのに要した時間を意味する。
【００４６】
【表１】
2007002294.tif 000003
【００４７】
【表２】
2007002294.tif 000004
【００４８】
この結果から、明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの（試験Ｎｏ．１〜１０）では、所定の組成の介在物の個数が少なくなって、良好な伸線性が達成されていることが分かる。これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験Ｎｏ．１１〜１５）では、所定の組成の介在物が増加しており、伸線性が劣化していることが分かる。
【００４９】
実施例２
上記のようにして得られた線材（８．０ｍｍφ）について、ばね用鋼線材として下記の方法で、疲労特性を評価した。
【００５０】
［評価方法］
８．０ｍｍφの鋼線材についての中村式回転曲げ試験
［処理方法］
８．０ｍｍφの鋼線材について、オイルテンパー→歪取→ショットピーニング処理→再度歪取焼鈍を行った後、中村式回転曲げ試験機を用いて折損率を評価した。
【００５１】
［疲労試験条件］
試験片長さ：６５０ｍｍ、試験片本数：３０本、試験荷重：９５．８ｋｇｆ／ｍｍ2(９４０ＭＰａ）、回転速度：４５００ｒｐｍ、試験中止回数：２×１０７回の条件で行ない、破損したものについて、下記式により折損率を測定した。
折損率＝［折損本数／全ての供試験片］×１００（％）
【００５２】
このとき用いた鋼線材の化学成分組成を下記表３に、疲労特性の評価結果を介在物の個数および昇温所要時間（Ｔ）と共に下記表４に示す。
【００５３】
【表３】
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【００５４】
【表４】
2007002294.tif 000006
【００５５】
この結果から、明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの（試験Ｎｏ．１６〜２５）では、所定の組成の介在物の個数が少なくなって、良好な疲労特性が達成されていることが分かる。これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（試験Ｎｏ．２６〜３０）では、所定の組成の介在物が増加しており、疲労特性が劣化していることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００５６】
【図１】介在物組成分布の適切な範囲を示すＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3三成分系状態図である。
【図２】温度上昇速度が速い場合の鋳片各部分における温度の経時変化を示すグラフである。
【図３】温度上昇速度が遅い場合の鋳片各部分における温度の経時変化を示すグラフである。
【図４】昇温所要時間と介在物個数の関係について示したグラフである。
【図５】介在物個数と断線回数の関係について示したグラフである。
【図６】介在物個数と折損率の関係について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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【図４】
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【図５】
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【図６】
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