專利名稱：延性優(yōu)良的線材及高強度鋼線以及它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及延性優(yōu)良的線材、采用該線材制成的延性和絞線性優(yōu)良的高強度鋼線及它們的制造方法。更詳細地說，涉及例如作為汽車的子午線輪胎或產(chǎn)業(yè)用帶等的增強材料使用的鋼線簾布、以及為得到適合用于縫合線(sewing wire)等用途的鋼線的延性優(yōu)良的軋制線材、由該軋制線材得到的高強度鋼線及它們的制造方法。

背景技術(shù)：
作為汽車的子午線輪胎、及各種帶、軟管的增強材料使用的鋼線簾布用的鋼線、或縫合線用的鋼線，通常在將鋼坯段熱軋后，通過調(diào)整冷卻形成線徑(直徑)為4～6mm的鋼線材(軋制線材)，再對該軋制線材進行拉絲加工形成直徑為0.15～0.40mm的極細鋼線來制造。此外，將該極細鋼線進一步通過絞線加工，將多根鋼線相互絞合制成絞合鋼線，從而可以制造鋼線簾布。
在拉絲工序中，對4～6mm的軋制線材進行1次拉絲加工，使其直徑為3～4mm，接著，進行中間鉛淬火處理，再進行2次拉絲加工使其成為1～2mm的直徑。然后，進行最終鉛淬火處理，接著實施黃銅鍍覆，再次施以最終濕式拉絲加工，形成直徑為0.15～0.40mm的鋼線。
近年來，出于降低制造成本的目的，多將中間鉛淬火予以省略，直接由調(diào)整冷卻后的軋制線材拉絲成作為最終鉛淬火處理線徑的1～2mm。為此，要求由軋制線材的直接拉絲特性即所謂的直接拉拔性，而且對于軋制線材的延性及加工性的要求也大大增加。
表示線材延性的指標即截面收縮率依賴于奧氏體粒徑，通過奧氏體粒徑微細化，截面收縮率提高。因此，通過將Nb、Ti、B等的碳化物或氮化物作為釘扎粒子使用，嘗試進行奧氏體粒徑的微細化。
例如，在日本特開平8-3639號公報中公開了含有Nb0.01～0.1％、Zr0.05～0.1％、Mo0.02～0.5％中的1種以上作為添加元素，可進一步提高極細鋼線的韌延性的技術(shù)。
在日本特開2001-131697號公報中也提出了使用NbC使奧氏體粒徑微細化的技術(shù)。
可是，由于這些添加元素昂貴，故導(dǎo)致成本增高。此外，Nb形成粗大的碳化物、氮化物，Ti形成粗大的氧化物，因此如果拉絲到直徑為0.40mm以下的細線徑，則有時發(fā)生斷線。而且，根據(jù)本發(fā)明者們的驗證，確認了BN的釘扎越是對截面收縮率產(chǎn)生影響，就越難以使奧氏體粒徑微細化。
另一方面，如日本特開平8-3639號公報所示，還提出了通過降低鉛淬火溫度而將線材的組織調(diào)整為貝氏體，由此提高高碳線材的拉絲加工性的技術(shù)?？墒牵瑸榱艘栽诰€的方式將軋制線材形成貝氏體組織，必須浸漬在熔融鹽中，而且有可能導(dǎo)致高成本，同時使機械除氧化皮性降低。


發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而提出的，其目的在于提供用于制造適合用于鋼線簾布或縫合線等用途的鋼線的延性優(yōu)良的線材和由該線材制造的鋼線、及在高生產(chǎn)性下以良好的成品率廉價地制造該線材和鋼線的方法。
本發(fā)明者們對于使線材延性劣化的要因，注目于拉絲過程中產(chǎn)生的粗大的空隙。而且，發(fā)現(xiàn)只要能夠抑制這樣的空隙的產(chǎn)生，就能提高線材的直接拉拔性，同時可得到提高了絞線性的鋼線。
基于上述見解，本發(fā)明通過下述(1)、(2)所述的線材、(3)所述的鋼線、(4)所述的線材的制造方法、(5)所述的鋼線的制造方法解決上述課題。
(1)一種延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材，其特征在于，其成分以質(zhì)量％計或質(zhì)量ppm計含有C0.80～1.20％、Si0.1～1.5％、Mn0.1～1.0％、Al0.01％以下、Ti0.01％以下、選自W0.005～0.2％和Mo0.003～0.2％中的任意1種或2種、N10～30ppm、B4～30ppm(其中，固溶B為3ppm以上)、O10～40ppm，剩余部分由Fe及雜質(zhì)構(gòu)成，珠光體組織的面積率為97％以上，剩余部分為包含貝氏體、偽珠光體、初析鐵素體的非珠光體組織，非珠光體組織的面積率與表觀的層狀間隔為600nm以上的粗的珠光體組織的面積率的合計為15％以下。
(2)根據(jù)上述(1)所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材，其特征在于，作為其成分，以質(zhì)量％計進一步含有選自由Cr0.5％以下、Ni0.5％以下、Co0.5％以下、V0.5％以下、Cu0.2％以下、Nb0.1％以下所組成的組中的至少1種以上。
(3)一種延性優(yōu)良的高強度鋼線，其特征在于，其是在對上述(1)或(2)所述的線材進行了鉛淬火處理后拉絲而成的鋼線，其抗拉強度為3600MPa以上，其中心部處的長度為5μm以上的空隙數(shù)密度在100個/mm2以下。
(4)上述(1)或(2)所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材的制造方法，其特征在于，將上述(1)或(2)中所述的成分的鋼坯熱軋成線徑為3～7mm的線材，在800～950℃的溫度區(qū)域卷取該線材，然后用從800℃冷卻到700℃之間的冷卻速度為20℃/s以上的冷卻方法進行鉛淬火處理。
(5)上述(3)所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線的制造方法，其特征在于，對利用上述(4)所述的制造方法制成的線材進行拉絲，在中間鉛淬火后再實施冷拉絲。
通過應(yīng)用本發(fā)明，能夠在高生產(chǎn)性下以良好的成品率廉價地從延性優(yōu)良的高強度線材得到用于鋼線簾布或縫合線等的延性、尤其絞線性優(yōu)良的高強度鋼線。



圖1是表示采用含有Mo的鋼制成的軋制線材的粗珠光體和非珠光體的面積率的合計值與拉絲后的空隙數(shù)密度的關(guān)系的圖。
圖2是表示采用含有Mo的鋼制成的鋼線的空隙數(shù)密度與絞線斷線時的斷裂應(yīng)力(40％表示無斷裂)的關(guān)系的圖。
圖3是表示采用含有Mo的鋼制成的軋制線材的卷取后的800～700℃之間的冷卻速度與冷卻后的粗珠光體和非珠光體的面積率的合計值的關(guān)系的圖。
圖4是表示采用含有W的鋼制成的軋制線材的粗珠光體和非珠光體的面積率的合計值與拉絲后的空隙率的關(guān)系的圖。
圖5是表示采用含有W的鋼制成的鋼線的空隙數(shù)密度與絞線斷線時的斷裂應(yīng)力(40％表示無斷裂)的關(guān)系的圖。
圖6是表示采用含有W的鋼制成的軋制線材的卷取后的800～700℃之間的冷卻速度與冷卻后的粗珠光體和非珠光體的面積率的合計值的關(guān)系的圖。
圖7是使用了用于說明線材組織的照片的圖，(a)表示非珠光體組織的例子、(b)表示粗珠光體組織的例子。
圖8是使用了用于對拉絲后的鋼線中形成的粗大空隙進行說明的照片的圖。

具體實施例方式 本發(fā)明者們就線材拉絲過程中生成的、拉絲后的鋼線中殘留的空隙對線材和鋼線的延性所產(chǎn)生的影響進行了反復(fù)的調(diào)查研究，結(jié)果獲得了如下的見解。
(a)拉絲加工性一般通過降低C量、增加軟質(zhì)相即鐵素體、偽珠光體及貝氏體(以下將它們稱為非珠光體組織)來提高。這是因為網(wǎng)絡(luò)狀分散的非珠光體組織接受由加工帶來的變形，加工硬化在宏觀上均勻地進行。
但是，如果為了穩(wěn)定地得到高強度的鋼線而使C量增加到0.7％以上、尤其增加到0.8％以上，則非珠光體組織分率下降，分散地存在。圖7(a)中示出如此的非珠光體組織的一例子。
這樣的分散狀態(tài)的非珠光體組織在拉絲加工時局部接受大的變形，在早期產(chǎn)生空隙。特別是如果大的非珠光體組織分散，則產(chǎn)生粗大的空隙，并在后續(xù)的中間鉛淬火、最終拉絲時被延續(xù)，使拉絲特性劣化。圖8中示出粗大空隙的一例子。
(b)雖然是具有層狀結(jié)構(gòu)的珠光體組織，但具有層狀間隔為平均層狀間隔的數(shù)倍這樣的層狀結(jié)構(gòu)的粗的珠光體組織是軟質(zhì)部，因與上述同樣的理由使最終拉絲時的拉絲特性劣化。
在線材軋制后的利用斯太爾摩法(Stelmor法)的鉛淬火時，有在卷取的線材的環(huán)形重疊部處冷卻速度降低的傾向。認為這樣的粗的珠光體是起因于冷卻速度下降而在比較高的溫度下生成的珠光體組織。
為了抑制拉絲時的延性劣化，有效的方法是使粗的珠光體組織的面積率降低、抑制粗大的空隙的產(chǎn)生。SEM的觀察結(jié)果是，如果表觀上的層狀間隔為600nm以上這樣的組織(以下稱為粗珠光體)增加，則空隙率增加。再者，圖7(b)中示出粗珠光體組織的一例子。
(c)為了抑制起因于非珠光體組織及粗珠光體的粗大的空隙的產(chǎn)生，抑制拉絲時的延性的劣化，有效的方法是將珠光體分率規(guī)定在97％以上，同時將非珠光體面積率和粗珠光體面積率的合計規(guī)定在15％以下。
(d)Mo及W在珠光體和母相奧氏體的界面處濃縮，具有通過所謂的溶質(zhì)拖拽(solute drag)效應(yīng)抑制珠光體的生長的效果。通過適量添加這些元素，可只抑制在600℃以上的高溫區(qū)的珠光體的生長，能夠采用以前的設(shè)備不降低生產(chǎn)性地抑制粗珠光體的生成。
再有，Mo及W具有提高淬火性抑制鐵素體生成的效果，對于降低非珠光體組織也是有效的。
可是，如果過剩地添加這些元素，則抑制整個溫度區(qū)的珠光體生長，鉛淬火需要長時間，導(dǎo)致生產(chǎn)性下降，而且析出粗大的Mo2C碳化物或W2C碳化物，從而使拉絲加工性降低。
(e)B偏析于奧氏體晶界處，在從鉛淬火處理時的奧氏體溫度開始的冷卻中，抑制從奧氏體晶界產(chǎn)生的鐵素體、偽珠光體、貝氏體等非珠光體組織的產(chǎn)生，而且還通過上述淬火性提高效果來抑制粗珠光體的生成。
B與N形成化合物，因此偏析于晶界處的B量取決于總的B含量、N含量以及珠光體相變前的加熱溫度。如果固溶B量少，則上述效果小，如果固溶B量過剩，則在珠光體相變之前析出粗大的Fe23(CB)6，使拉絲加工性下降。
(f)通過將Mo、W中的1種或2種與B復(fù)合添加，在能夠確保固溶B的熱處理條件下進行鉛淬火處理，可進一步抑制非珠光體組織和粗珠光體的生成。
(g)如上所述通過采用抑制了非珠光體組織和粗珠光體的面積率的線材進行拉絲，其結(jié)果是，抑制了粗大空隙的生成的鋼線具有優(yōu)良的絞線性。特別是有時鋼線中存在的長度為5μm以上的空隙發(fā)展成龜裂，如果能夠?qū)⑦@樣的空隙數(shù)密度抑制在100個/mm2以下，則能抑制絞線時的斷線。
本發(fā)明是基于以上的見解而完成的。下面依次對本發(fā)明進行說明。再者，在以下的說明中，成分含量的％、ppm分別表示質(zhì)量％、質(zhì)量ppm。
關(guān)于線材的組織、空隙 通過熱軋后的調(diào)整冷卻對線材施以鉛淬火處理，使珠光體組織的面積率為97％以上，并使剩余部分為包含貝氏體、偽珠光體、初析鐵素體的非珠光體組織。這是因為如果低于97％，則不能確保必要的線材強度，且拉絲時的延性下降。
珠光體相變通過珠光體組織在奧氏體晶界處進行核生成、并生長來進行。由于在形成成為珠光體組織的核的層狀組織之前，形成鐵素體、滲碳體不規(guī)則地生長的非珠光體組織，所以通常線材的珠光體組織不會達到100％。
經(jīng)過鉛淬火處理的軋制線材的直接拉拔性與線材中的非珠光體組織及粗珠光體組織的面積率相關(guān)，只要能夠?qū)⒎侵楣怏w組織和粗珠光體組織的面積率的合計抑制在15％以下，就能抑制拉絲時的早期的空隙的產(chǎn)生，從而提高中間鉛淬火后的最終拉絲時的拉絲性(延性)。
此外，如果使線材的非珠光體組織和粗珠光體組織的面積率的合計在15％以下，則拉絲后的鋼線中殘留的粗大空隙的密度降低，鋼線的延性提高，絞線加工時很少發(fā)生斷線。
鋼線中殘留的空隙，如圖8所示向拉絲方向長長延伸地存在。根據(jù)本發(fā)明者們的研究，得知影響鋼線延性的是長度為5μm以上的粗大空隙，如果使線材的非珠光體組織和粗珠光體組織的面積率的合計在15％以下，則如此的空隙的數(shù)密度在鋼線的中心部為100個/mm2以下，因而鋼線的絞線性提高。
圖1中示出采用按后述的實施例1(采用單獨含有Mo的鋼的例子)得到的值制成的拉絲前的線材的非珠光體組織和粗珠光體組織的面積率的合計與拉絲后的鋼線的空隙數(shù)密度的關(guān)系。此外，圖2中示出同樣制成的鋼線的空隙數(shù)密度與絞線斷線時的斷裂應(yīng)力(40％表示無斷裂)的關(guān)系。
在這些圖中，如果使線材的非珠光體和粗珠光體的面積率的合計在15％以下，則鋼線的空隙的數(shù)密度為100個/mm2以下，表示能夠無斷裂地進行絞線加工。
對于這些非珠光體組織和粗珠光體組織的降低，除了按規(guī)定的范圍調(diào)整鋼坯的C、Si、Mn量以外，如前所述，有效的方法是在按Mo0.003～0.2％、W0.005～0.2％、B4～30ppm的范圍對Mo、W中的1種或2種與B進行復(fù)合添加后，將該鋼坯熱軋到線徑為3～7mm，在800～950℃的溫度區(qū)進行卷取，然后采用從800℃冷卻到700℃之間的冷卻速度為20℃/s以上的冷卻方法進行鉛淬火處理。
圖3中示出按后述的實施例1得到的鉛淬火處理時的800～700℃之間的冷卻速度與鉛淬火處理后的非珠光體組織和粗珠光體組織的面積率的合計的關(guān)系。
如果冷卻速度低于20℃/s，即使采用上述成分的鋼，由于B以BN析出，固溶B量降低，從而也難以抑制非珠光體組織和粗珠光體組織。優(yōu)選的冷卻速度為25℃/s以上。對于冷卻速度的上限沒有特別的限定，但如果過高地提高冷卻速度，則珠光體相變后的抗拉強度(TS)提高到所需以上，損害直接拉拔性，因此優(yōu)選為50℃/s以下。
關(guān)于冷卻速度的調(diào)整，在斯太爾摩法中，通過將空氣吹風(fēng)機集中地配置在環(huán)形重疊部、或在側(cè)面安裝吹風(fēng)機等來進行控制，以使環(huán)形重疊部的冷卻速度達到20℃/s以上。
再者，可推斷珠光體組織的層狀間隔依賴于溫度，層狀間隔粗的粗珠光體在650℃左右生成。在實際的環(huán)狀線材的制造工序中，環(huán)的重疊部必然存在。在重疊部，冷卻速度必然比周圍的平均的部位的冷卻速度低，因此即使將奧氏體溫度區(qū)的冷卻速度控制在20℃/s以上，要在重疊部抑制局部上升到650℃左右也是非常困難的。因此，可以說即使能夠通過添加Mo或W與B來抑制粗珠光體的生成，事實上也不可能使其為零。
在上述中，將卷取溫度范圍規(guī)定為800～950℃的溫度范圍，其目的是確保除氧化皮性、并且通過抑制B的碳化物或氮化物的析出來確保固溶B、以及通過抑制奧氏體粒徑的粗大化使非珠光體組織及粗珠光體組織微細化，從而使以這些組織為起點而發(fā)生的空隙的尺寸微細化。
線材及鋼線的成分組成 CC是對提高強度有效的元素。在其含量低于0.80％時，難以穩(wěn)定地對最終制品即鋼線賦予3600MPa以上的高強度，同時促進在奧氏體晶界處析出初析鐵素體，難以得到必要的珠光體組織面積率。另一方面，如果C的含量增加超過1.20％，則在奧氏體晶界處生成網(wǎng)狀的初析滲碳體，不僅在拉絲加工時容易發(fā)生斷線，而且還使最終拉絲后的極細線材的韌性及延性顯著劣化。所以，將C的含量規(guī)定為0.80～1.20％。
SiSi是對提高強度有效的元素。進而作為脫氧劑是有用的元素，在以不含Al的鋼線材為對象時也是必要的元素。在其含量低于0.1％時脫氧作用過小。另一方面，如果Si量增加超過1.5％，則即使在過共析鋼中也促進初析鐵素體的析出，而且拉絲加工時的極限加工度下降。進而，利用機械除氧化皮(以下簡稱為MD)進行的拉絲工序變得困難。所以，將Si的含量規(guī)定為0.1～1.5％。Si量的優(yōu)選的上限低于0.6％、更優(yōu)選低于0.35％。
MnMn也與Si同樣是作為脫氧劑的有用元素。此外，對于提高淬火性、提高線材的強度也是有效的。而且，Mn具有將鋼中的S以MnS的形式進行固定來防止熱脆性的作用。在其含量低于0.1％時難得到上述效果。另一方面，Mn是容易偏析的元素，如果超過1.0％，則尤其偏析于線材的中心部，在其偏析部生成馬氏體或貝氏體，因而使拉絲加工性降低。所以，將Mn的含量規(guī)定為0.1～1.0％。
AlAl因生成硬質(zhì)非變形的氧化鋁系非金屬夾雜物而成為延性劣化和拉絲性劣化的原因，因此為了不導(dǎo)致這樣的劣化，將Al的含量規(guī)定為包括0％在內(nèi)的0.01％以下。
TiTi因生成硬質(zhì)非變形的氧化物而成為延性劣化和拉絲性劣化的原因，因此為了不導(dǎo)致這樣的劣化，將Ti的含量規(guī)定為包括0％在內(nèi)的0.01％以下。
Mo、WMo及W在珠光體和母相奧氏體的界面處濃縮，具有通過所謂的溶質(zhì)拖拽效應(yīng)抑制珠光體的生長的效果，可分別單獨添加或組合添加。
通過添加0.003％以上的Mo、添加0.005％以上的W，可只抑制600℃以上的高溫區(qū)域的珠光體的生長，從而能夠抑制粗珠光體的生成。此外，Mo及W對提高淬火性也有效果，對于抑制鐵素體的生成、降低非珠光體組織也是有效的。
可是，如果其中任一個超過0.2％地過剩地添加，則抑制整個溫度區(qū)域的珠光體生長，鉛淬火需要長時間，導(dǎo)致生產(chǎn)性下降，而且粗大的Mo2C碳化物或W2C碳化物析出，使拉絲加工性下降。
所以，將Mo的含量規(guī)定為0.003～0.2％，將W的含量規(guī)定為0.005～0.2％。在添加Mo和W雙方時，優(yōu)選將合計量規(guī)定為0.2％以下、更優(yōu)選規(guī)定為0.16％以下。
Mo的優(yōu)選的范圍為0.01％以上且0.15％以下，更優(yōu)選的范圍為0.02％以上且0.10％以下，進一步優(yōu)選的范圍為0.04％以上且0.08％以下。
此外，W的優(yōu)選的范圍為0.01％以上且0.15％以下，更優(yōu)選的范圍為0.02％以上且0.10％以下，進一步優(yōu)選的范圍為0.04％以上且0.08％以下。
NN在鋼中與B生成氮化物，具有防止加熱時的奧氏體粒度粗大化的作用，通過含有10ppm以上可有效地發(fā)揮該效果。可是，如果含量過多而超過30ppm，則氮化物量過于增大，而使奧氏體中的固溶B量下降。而且擔(dān)心固溶N促進拉絲中的時效。所以，將N的含量規(guī)定為10～30ppm。
OO通過與Si等形成復(fù)合夾雜物，而有可能形成不會對拉絲特性施加不良影響的軟質(zhì)夾雜物。這樣的軟質(zhì)夾雜物在軋制后可被微細分散，通過釘扎效果使γ粒徑微細化，具有提高鉛淬火線材的延性的效果。因此將下限規(guī)定為高于10ppm的值?？墒?，如果含量超過40ppm增加過多，則形成硬質(zhì)夾雜物，使拉絲特性劣化，因此將O的含量規(guī)定為高于10ppm～40ppm。
再者，在單獨含有Mo時，優(yōu)選含有O超過20ppm。
BB在以固溶狀態(tài)存在于奧氏體中時，在晶界濃化，抑制鐵素體、偽珠光體、貝氏體等非珠光體組織的生成。因此，固溶B必須在3ppm以上。另一方面，如果過于添加B，則在奧氏體中促進粗大的Fe3(CB)6碳化物的析出，對拉絲性產(chǎn)生不良影響。為了滿足以上條件，將B含量的下限值規(guī)定為4ppm、將上限值規(guī)定為30ppm(其中，固溶B為3ppm以上)。
B的優(yōu)選的范圍為6ppm以上且20ppm以下，更優(yōu)選的范圍為8ppm以上且15ppm以下，進一步優(yōu)選的范圍為10ppm以上且13ppm以下。此外，固溶B的優(yōu)選的范圍優(yōu)選為5ppm以上且15ppm以下，更優(yōu)選的范圍為6ppm以上且12ppm以下，進一步優(yōu)選的范圍為8ppm以上且10ppm以下。
P、S它們是雜質(zhì)，不特別規(guī)定它們的含量，但與以前的極細鋼線一樣，從確保延性的觀點出發(fā)，優(yōu)選分別規(guī)定為0.02％以下。
本發(fā)明中使用的鋼線材以上述元素作為基本成分，但從進一步提高強度、靭性、延性等機械特性的目的出發(fā)，也可以積極地添加以下元素中的1種或2種以上。
Cr0.5％以下、Ni0.5％以下、Co0.5％以下、V0.5％以下、Cu0.2％以下、Nb0.1％以下。
以下，對各元素進行說明。
CrCr是對于使珠光體的層狀間隔微細化、提高鋼線的強度和線材的拉絲加工性有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選添加0.1％以上。另一方面，如果Cr量過多，則相變終止時間延長，除了擔(dān)心在熱軋后的線材中產(chǎn)生馬氏體或貝氏體等過冷組織以外，機械除氧化皮性也變差，因此將添加時的上限規(guī)定為0.5％。
NiNi不太有助于鋼線的強度提升，但為提高靭性的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選添加0.1％以上。另一方面，如果過剩地添加Ni，則相變終止時間延長，因此將添加時的上限值規(guī)定為0.5％。
CoCo在抑制軋制線材中的初析滲碳體的析出方面是有效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選添加0.1％以上。另一方面，即使過剩地添加Co，其效果也飽和，在經(jīng)濟上也是浪費，因此將添加時的上限值規(guī)定為0.5％。
VV通過在鐵素體中形成微細的碳氮化物來防止加熱時的奧氏體晶粒的粗大化，而且還有助于軋制后的強度提升。為了有效地發(fā)揮該作用，優(yōu)選添加0.05％以上?？墒牵绻^剩地添加，則碳氮化物的形成量過于增高，而且碳氮化物的粒徑也增大，因此將添加時的上限規(guī)定為0.5％。
CuCu具有提高鋼線的耐蝕性的效果。為了有效地發(fā)揮該作用，優(yōu)選添加0.1％以上。可是如果過剩地添加，則與S反應(yīng)而在晶界中偏析CuS，所以在線材制造過程中在鋼塊或線材等上產(chǎn)生缺陷。為了防止這樣的不良影響，將添加時的上限規(guī)定為0.2％。
NbNb具有提高鋼線的耐蝕性的效果。為了有效地發(fā)揮該作用，優(yōu)選添加0.05％以上。另一方面，如果過剩地添加Nb，則相變終止時間延長，因此將添加時的上限規(guī)定為0.1％。
軋制線材的制造條件 在將含有上述成分的鋼的坯段(鋼坯)加熱后，通過熱軋形成符合最終制品徑的線徑為3～7mm的軋制線材。此時，如前所述將卷取溫度規(guī)定為800～950℃的溫度區(qū)域，而且在卷取后的冷卻中，將從800℃冷卻至700℃之間的冷卻速度規(guī)定為20℃/s以上，由此可抑制初析鐵素體或粗珠光體的生成。
拉絲條件 在上述的制造條件下進行制造，對滿足上述的成分組成、組織的條件的延性優(yōu)良的鋼線材進行冷拉絲，途中在施以1次最終鉛淬火處理后，進行最終的冷拉絲，得到抗拉強度為3600MPa以上、鋼線的中心處的長度為5μm以上的空隙數(shù)密度為100個/mm2以下的高強度鋼線。此時，將冷拉絲的真應(yīng)變規(guī)定為3以上、優(yōu)選規(guī)定為3.5以上。
實施例 下面通過列舉實施例對本發(fā)明進行更具體的說明，本發(fā)明并不限定于下述實施例，當(dāng)然可以在符合本發(fā)明的宗旨的范圍內(nèi)施加適當(dāng)變更地實施，這些都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
(實施例1) 實施例1是采用含有Mo的鋼時的實施例，在將使用了表1所示的化學(xué)成分的鋼得到的坯段加熱后，通過熱軋形成直徑為3～7mm的線材，在規(guī)定溫度下將軋制后的線材卷取成環(huán)狀后，施以利用斯太爾摩法的鉛淬火處理。
在利用斯太爾摩法的鉛淬火處理中，線材的重疊部因冷卻速度下降而使相變溫度增高，容易產(chǎn)生粗珠光體。關(guān)于從800℃至700℃的冷卻速度，通過在斯太爾摩傳送帶(Stelmor conveyor)上，采用非接觸式的溫度計每隔0.5m測定環(huán)形重疊部的溫度，測定從800℃冷卻至700℃所需要的時間t，以(800-700)/t求出冷卻速度。
對于鉛淬火后的軋制線材，切取規(guī)定的試樣施以拉伸試驗，而且為了測定非珠光體組織及粗珠光體組織的面積率，將直徑為1.0～1.5m的環(huán)狀的線材環(huán)分成8等分，從這8根線材切取10mm長的試樣，在以能夠觀察線材長度方向(L方向)中心部的截面的方式埋入樹脂后，用氧化鋁研磨，用飽和苦醇進行腐蝕，施以SEM觀察。
SEM的觀察區(qū)域設(shè)定為1/4D部分，以2000倍測定200×300μm的區(qū)域，作為非珠光體組織，通過圖像解析測定了滲碳體粒狀分散的偽珠光體部、板狀滲碳體以周圍的珠光體層狀間隔的3倍以上的間隔粗大地分散的貝氏體部、沿著奧氏體析出的初析鐵素體部的面積率。此外，利用圖像解析裝置測定了表觀上的層狀間隔為600nm以上的粗珠光體組織的面積分率。采用上述8個試樣進行這些測定，求出其平均值及最大值。
為了得到線材的拉絲特性，在通過酸洗將鉛淬火處理后的軋制線材的氧化皮除去后，通過磷酸鹽處理賦予磷酸鋅皮膜，從而準備長度為10m的線材，進行每1道次的減面率為16～20％的單頭式拉絲，在途中實施一次利用鉛爐(LP)或流動床(FBP)而進行的鉛淬火(最終鉛淬火)，然后進行濕式連續(xù)拉絲，直到線徑為0.15～0.3mm，得到最終拉絲徑的鋼線。從所得到的鋼線采取試樣，施以拉伸試驗和空隙數(shù)密度的測定。
經(jīng)過拉絲的鋼線中的空隙數(shù)密度可按照如下所述來得到以能觀察長度為10mm的鋼線的L截面中心部方式進行埋入研磨，用飽和苦醇進行腐蝕，用SEM以5000倍對線材中心部的長為10mm、寬為20μm的區(qū)域進行攝影，測定長度為5μm以上的空隙數(shù)，除以觀察面積。
接著，采用如此制成的鋼線，在鋼線強度TS的40％的張力、10000rpm的條件下，施以絞線加工，調(diào)查斷線發(fā)生的有無、及斷裂時的斷裂應(yīng)力。斷裂應(yīng)力用斷裂時的張力相對于鋼線強度TS的比來表示。在上述加工條件下，40％表示無斷裂。
表2中示出結(jié)果。表2中No.1～29分別為采用表1中對應(yīng)的No.1～29的鋼的例子，No.1～16為本發(fā)明例、No.17～29為比較例。比較例的鋼線的特性欄中的“-”為在最終拉絲道次或其之前的道次中發(fā)生了斷線的例子，最終拉絲徑為此時的道次徑。
基于表2中的值，圖1中示出了非珠光體組織和粗珠光體組織的面積率的合計值與最終拉絲后的鋼線的空隙數(shù)密度的關(guān)系，圖2中示出了鋼線的空隙數(shù)密度與絞線斷線時的斷裂應(yīng)力的關(guān)系。此外，圖3中示出了卷取后的線材的800～700℃之間的冷卻速度與粗珠光體組織和非珠光體組織的面積率的合計值的關(guān)系。
圖1中示出在本發(fā)明例中，如果將非珠光體及粗珠光體的分率抑制在15％以下，則在拉絲后的鋼線中能夠?qū)㈤L度為5μm以上的粗大空隙的產(chǎn)生抑制在100個/mm2以下。此外，圖2中示出在本發(fā)明例中，如果將空隙的產(chǎn)生抑制在100個/mm2以下，則能夠無斷線地進行絞線加工。另外，圖3中示出通過將線材的800～700℃之間的冷卻速度規(guī)定為20℃/s以上，能夠?qū)⒎侵楣怏w及粗珠光體的分率抑制在15％以下。
如表2所示，在本發(fā)明例中，所有例子都未發(fā)生斷線地得到了抗拉強度高的鋼線，且能夠不發(fā)生絞線斷線地將該鋼線加工成絞線。
相對于此，在比較例中存在以下的問題，在拉絲過程中發(fā)生斷線、或在拉絲后的絞線加工發(fā)生絞線斷線。
17是因卷取溫度低，而在鉛淬火處理前B的氮化物及碳化物析出，不能確保固溶B量，從而不能抑制非珠光體及粗珠光體的例子。
18是因B量低而不能抑制非珠光體及粗珠光體的例子。
19是B量過剩、大量的B碳化物及初析滲碳體在奧氏體晶界處析出，使得拉絲特性變差的例子。
20是Si量過剩、不能抑制非珠光體(初析鐵素體)析出的例子。
21是因C量過剩、不能抑制初析滲碳體析出，從而因發(fā)生斷線而不能進行拉絲的例子。
22是因Mn量過剩、軋制時珠光體相變沒有終止，而使拉絲加工性降低、發(fā)生斷線的例子。
23是因軋制后的卷取溫度過高而在冷卻過程中BN大量析出，此外因奧氏體粒徑粗大化而生成粗大的晶界鐵素體，使延性劣化的例子。
24是因Mo量過剩、軋制時珠光體相變沒有終止，而不能進行一次拉絲的例子。
25～27是因沒有添加B而不能夠抑制非珠光體及粗珠光體的例子。
28是因卷取后的冷速低而抗拉強度(TS)也低，非珠光體、粗珠光體都多的例子。
29是因沒有添加Mo而不能抑制粗珠光體的生成的例子。


(實施例2) 實施例2是采用含有Mo的鋼時的實施例，采用表3所示的化學(xué)成分的鋼坯段，與實施例1同樣地形成直徑為5mm、5.5mm的線材，在規(guī)定溫度下將該線材卷取成環(huán)狀后，施以利用Stelmor法的鉛淬火處理或浸漬在熔融鹽中的鉛淬火處理(DLP)。
對于鉛淬火后的軋制線材，與實施例1同樣地采取試樣，施以拉伸試驗，同時施以SEM觀察。
接著，為了得到線材的拉絲特性，與實施例1同樣地進行拉絲，得到最終拉絲徑的鋼線。從所得到的鋼線采取試樣，施以拉伸試驗和空隙數(shù)密度的測定。
此外，采用制成的鋼線，與實施例1同樣地施以絞線加工，調(diào)查斷線發(fā)生的有無、及斷裂時的斷裂張力。
表4中示出軋制線材的制造條件、在軋制線材的拉絲途中進行的最終鉛淬火條件、及所得到的線材及鋼線的特性。在表4中，No.a～h分別為采用表3中對應(yīng)的No.a～h的鋼的例子，No.a～d為本發(fā)明例、No.e～h為比較例。
在本發(fā)明例中，所有例子都未發(fā)生斷線地得到了抗拉強度高的鋼線，且能夠不發(fā)生絞線斷線地將該鋼線加工成絞線。
相對于此，在比較例中，鋼的成分組成滿足本發(fā)明的條件，能拉絲成鋼線，但因卷取后的冷速低而使得線材的粗珠光體、非珠光體都多，拉絲后殘留的空隙密度也高，因而在絞線加工中發(fā)生絞線斷線。


(實施例3) 實施例3是主要采用含有W的鋼、部分采用含有W和Mo雙方的鋼時的實施例，采用表5中示出的化學(xué)成分的鋼坯段，與實施例1同樣地形成直徑為4～6mm的線材，在規(guī)定溫度下將該線材卷取成環(huán)狀后，施以利用Stelmor法的鉛淬火處理。
對于鉛淬火后的軋制線材，與實施例1同樣地采取試樣，施以拉伸試驗，同時施以SEM觀察。
接著，為了得到線材的拉絲特性，與實施例1同樣地進行拉絲，得到最終拉絲徑的鋼線。從所得到的鋼線采取試樣，施以拉伸試驗和空隙數(shù)密度的測定。
此外，采用制成的鋼線，與實施例1同樣地施以絞線加工，調(diào)查了斷線發(fā)生的有無、及斷裂時的斷裂張力。
表6中示出軋制線材的制造條件、在軋制線材的拉絲途中進行的最終鉛淬火條件、及所得到的線材及鋼線的特性。
在表6中，No.1～16分別是采用了表5的本發(fā)明例的No.1～16的鋼的本發(fā)明例，同樣17至28是比較例。比較例的鋼線的特性欄中的“-”為在最終拉絲道次或其之前的道次中發(fā)生了斷線，最終拉絲徑為此時的道次徑。
基于表6中的值，在圖4～6中示出了與實施例1的圖1～3同樣的關(guān)系。在圖4～6中示出即使在采用含有W的鋼時，也能得到與采用含有Mo的鋼的實施例1同樣的關(guān)系。
如表6所示，在本發(fā)明例中，所有例子都未發(fā)生斷線地得到了抗拉強度高的鋼線，且能夠不發(fā)生絞線斷線地將該鋼線加工成絞線。
相對于此，在比較例存在以下的問題，在拉絲過程中發(fā)生斷線、或在拉絲后的絞線加工發(fā)生絞線斷線。
17是因卷取溫度低，而在鉛淬火處理前B的氮化物及碳化物析出，不能確保固溶B量，因此是不能抑制非珠光體及粗珠光體的例子。
18是因軋制后的卷取溫度過高，而在冷卻過程中BN大量析出、而且奧氏體粒徑粗大化，因此生成粗大的晶界鐵素體，使延性劣化的例子。
19、22、24、26、29是因B量低或未添加而不能抑制非珠光體及粗珠光體的例子。
19、26、30是因未添加W而不能抑制粗珠光體的生成的例子。
20是因冷速低而使得TS也低、粗珠光體、非珠光體都多的例子。
21是B量過剩、大量的B碳化物及初析滲碳體在奧氏體晶界處析出、使拉絲特性變差的例子。
23是Si量過剩、不能抑制非珠光體(初析鐵素體)析出的例子。
25是因C量過剩、不能抑制初析滲碳體析出、從而在一次拉絲中斷線的例子。
27是因Mn量過剩、軋制時珠光體相變沒有終止而使拉絲加工性降低、發(fā)生斷線的例子。
28是因W量過剩、軋制時珠光體相變沒有終止而在一次拉絲中斷線的例子。


(實施例4) 實施例4是采用含有W的鋼時的實施例，采用表7所示的化學(xué)成分的鋼坯段，與實施例1同樣地形成直徑為4mm、5.5mm的線材，在規(guī)定溫度下將該線材卷取成環(huán)狀后，施以利用Stelmor法的鉛淬火處理或浸漬在熔融鹽中的鉛淬火處理(DLP)。
關(guān)于鉛淬火后的軋制線材，與實施例1同樣地采取試樣，施以拉伸試驗，同時施以SEM觀察。
接著，為了獲取線材的拉絲特性，與實施例1同樣地進行拉絲，得到最終拉絲徑的鋼線。從所得到的鋼線采取試樣，施以拉伸試驗和空隙數(shù)密度的測定。
此外，采用所得到的鋼線，與實施例1同樣地施以絞線加工，調(diào)查斷線發(fā)生的有無、及斷裂時的斷裂張力。
表8中示出軋制線材的制造條件、在軋制線材的拉絲途中進行的最終鉛淬火條件、及所得到的線材及鋼線的特性。
在表8中，No.a～h分別采用表7中對應(yīng)的No.a～h的鋼，No.a～d為本發(fā)明例，No.e～h為比較例。
在本發(fā)明例中，所有例子都沒發(fā)生斷線地得到了抗拉強度高的鋼線，且無絞線斷線地將該鋼線加工成絞線。
相對于此，在比較例中，鋼的成分組成滿足本發(fā)明的條件，可拉絲成鋼線，但因卷取后的冷速低，線材的粗珠光體、非珠光體都增多，拉絲后殘留的空隙密度也提高，因而在絞線加工中發(fā)生絞線斷線。


通過應(yīng)用本發(fā)明，能夠從延性優(yōu)良的高強度線材在高生產(chǎn)性下以良好的成品率廉價地得到用于鋼線簾布及縫合線等的延性、尤其絞線性優(yōu)良的高強度鋼線，其在工業(yè)上的利用可能性大。
權(quán)利要求
1.一種延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材，其特征在于，其成分以質(zhì)量％計或質(zhì)量ppm計含有C0.80～1.20％、Si0.1～1.5％、Mn0.1～1.0％、Al0.01％以下、Ti0.01％以下、選自W0.005～0.2％和Mo0.003～0.2％中的任意1種或2種、N10～30ppm、B4～30ppm、O10～40ppm，剩余部分由Fe及雜質(zhì)構(gòu)成，在所述B中，固溶B為3ppm以上；珠光體組織的面積率為97％以上，剩余部分為包含貝氏體、偽珠光體、初析鐵素體的非珠光體組織，非珠光體組織的面積率與表觀的層狀間隔為600nm以上的粗的珠光體組織的面積率的合計為15％以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材，其特征在于，作為其成分，以質(zhì)量％計進一步含有選自由Cr0.5％以下、Ni0.5％以下、Co0.5％以下、V0.5％以下、Cu0.2％以下、Nb0.1％以下所組成的組中的至少1種以上。
3.一種延性優(yōu)良的高強度鋼線，其特征在于，其是在對權(quán)利要求1或2所述的線材進行了鉛淬火處理后拉絲而成的鋼線，其抗拉強度為3600MPa以上，其中心部處的長度為5μm以上的空隙數(shù)密度在100個/mm2以下。
4.權(quán)利要求1或2所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線用線材的制造方法，其特征在于，將權(quán)利要求1或2中所述的成分的鋼坯熱軋成線徑為3～7mm的線材，在800～950℃的溫度區(qū)域卷取該線材，然后用從800℃冷卻到700℃之間的冷卻速度為20℃/s以上的冷卻方法進行鉛淬火處理。
5.權(quán)利要求3所述的延性優(yōu)良的高強度鋼線的制造方法，其特征在于，對利用權(quán)利要求4所述的制造方法制成的線材進行拉絲，在中間鉛淬火后再實施冷拉絲。
全文摘要
本發(fā)明通過獲取拉絲加工性優(yōu)良的鋼線材，可在高生產(chǎn)性下以良好的成品率廉價地提供以該鋼線材為原材料的絞線性優(yōu)良的鋼線，本發(fā)明的延性優(yōu)良的高強度線材的成分含有C0.80～1.20％、Si0.1～1.5％、Mn0.1～1.0％、Al0.01％以下、Ti0.01％以下、選自W0.005～0.2％和Mo0.003～0.2％中的任意1種或2種、N10～30ppm、B4～30ppm、O10～40ppm，剩余部分由Fe及雜質(zhì)構(gòu)成，在B中，固溶B為3ppm以上；珠光體組織的面積率為97％以上、剩余部分為非珠光體組織，并且非珠光體組織的面積率和粗的珠光體組織的面積率的合計為15％以下；通過對該延性優(yōu)良的高強度線材進行拉絲，可得到抗拉強度在3600MPa以上、其中心部處的長度為5μm以上的空隙數(shù)密度在100個/mm2以下的延性優(yōu)良的高碳鋼線。
文檔編號C21D8/06GK101765672SQ20098010000
公開日2010年6月30日 申請日期2009年3月9日 優(yōu)先權(quán)日2008年3月25日
發(fā)明者山崎真吾, 西田世紀 申請人:新日本制鐵株式會社