JPH0853743A - 高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法Info
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- JPH0853743A JPH0853743A JP18964294A JP18964294A JPH0853743A JP H0853743 A JPH0853743 A JP H0853743A JP 18964294 A JP18964294 A JP 18964294A JP 18964294 A JP18964294 A JP 18964294A JP H0853743 A JPH0853743 A JP H0853743A
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- Coating With Molten Metal (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．５〜２．
０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．０２〜０．
０７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有する高炭
素鋼線を熱間圧延した後、直接もしくは再オーステナイ
ト化後にパテンティング処理を施して、微細パーライト
を主要とする組織を有する鋼線を得、該鋼線の冷間伸線
を行った後、溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施し、
次いで減面率４〜１５％の伸線加工を行い、さらに矯正
加工を行う。 【効果】 高強度でかつ高靭性のめっき鋼線を得ること
ができる。
０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．０２〜０．
０７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有する高炭
素鋼線を熱間圧延した後、直接もしくは再オーステナイ
ト化後にパテンティング処理を施して、微細パーライト
を主要とする組織を有する鋼線を得、該鋼線の冷間伸線
を行った後、溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施し、
次いで減面率４〜１５％の伸線加工を行い、さらに矯正
加工を行う。 【効果】 高強度でかつ高靭性のめっき鋼線を得ること
ができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき
鋼撚線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル等に有用な耐食
性に優れた高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法に関
するものである。
鋼撚線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル等に有用な耐食
性に優れた高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐食性が要求されるＰＣ鋼線や吊橋用ケ
ーブル等の高強度線材を製造する場合、ある程度の線径
を有する高炭素鋼線材にパテンティング処理を行い、さ
らに所定の線径まで伸線加工して、その後耐食性を付与
するための溶融Ｚｎめっきが施されるのが一般的であ
る。しかしながらこの方法では、伸線加工後に４００℃
以上の高温での溶融めっき処理を行うため、せっかく伸
線加工によって向上した線材の強度が、再び低下してし
まうという問題があった。また伸線の度合いを増大させ
て強度を高めれば高めるほど、めっき処理による強度低
下が大きくなるため、結局この方法ではめっき鋼線の高
強度化が困難であった。
ーブル等の高強度線材を製造する場合、ある程度の線径
を有する高炭素鋼線材にパテンティング処理を行い、さ
らに所定の線径まで伸線加工して、その後耐食性を付与
するための溶融Ｚｎめっきが施されるのが一般的であ
る。しかしながらこの方法では、伸線加工後に４００℃
以上の高温での溶融めっき処理を行うため、せっかく伸
線加工によって向上した線材の強度が、再び低下してし
まうという問題があった。また伸線の度合いを増大させ
て強度を高めれば高めるほど、めっき処理による強度低
下が大きくなるため、結局この方法ではめっき鋼線の高
強度化が困難であった。
【０００３】そこで、高炭素鋼線材のＣ含有量を増加さ
せて強度向上を図ることが、安価で効果も大きいことか
ら、工業的に望ましい方法として検討されている。しか
し、Ｃ含有量が０．９％以上の過共析領域では、パテン
ティング時にオーステナイト粒界に沿って脆い初析セメ
ンタイトがネットワーク状に生成するため、伸線加工時
に初析セメンタイトの割れを起点とする断線が発生し、
伸線加工性が劣化するという問題が新たに生じた。
せて強度向上を図ることが、安価で効果も大きいことか
ら、工業的に望ましい方法として検討されている。しか
し、Ｃ含有量が０．９％以上の過共析領域では、パテン
ティング時にオーステナイト粒界に沿って脆い初析セメ
ンタイトがネットワーク状に生成するため、伸線加工時
に初析セメンタイトの割れを起点とする断線が発生し、
伸線加工性が劣化するという問題が新たに生じた。
【０００４】一方、Ｓｉは、パテンティング処理後の鋼
線強度を高め伸線後の鋼線強度も向上させる効果と、鋼
線の焼入性を向上させて初析セメンタイトの析出を押さ
える効果を持つ元素である。また、これらの効果だけで
なく、めっき処理による強度低下を抑制する効果も有し
ており溶融めっき鋼線の高強度化には非常に有効な元素
であるが、過剰な添加が鋼線の靭延性を低下させること
も知られている。
線強度を高め伸線後の鋼線強度も向上させる効果と、鋼
線の焼入性を向上させて初析セメンタイトの析出を押さ
える効果を持つ元素である。また、これらの効果だけで
なく、めっき処理による強度低下を抑制する効果も有し
ており溶融めっき鋼線の高強度化には非常に有効な元素
であるが、過剰な添加が鋼線の靭延性を低下させること
も知られている。
【０００５】そこで、Ｓｉを有する高炭素鋼線材に、溶
融めっきした後、加工や熱を加えることによって、高強
度高靭性を有する鋼線を得ようとする提案がいくつかな
されている。例えば、特開平４−２４６１２５号では溶
融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に矯正加工およびブルー
イング処理を施す方法が開示されている。しかしこれら
の処理は、めっき鋼線の降伏強度が上昇するためのクリ
ープ特性低下を補うものであり、鋼線の高強度化あるい
は伸びの回復を目的としたものではない。また、特開平
４−２３６７５６号、特開平４−２３６７４２号には、
溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に伸線加工および加熱
処理を施す方法が開示されているが、これらの技術では
めっき後の伸線率が大きいので、Ｚｎ−Ａｌめっきしか
行えない。すなわち、一般的に大量生産されている純Ｚ
ｎめっきではＦｅ−Ｚｎ合金めっき層にクラックが生じ
てしまうため、耐食性や疲労特性が低下してしまうとい
う問題があった。
融めっきした後、加工や熱を加えることによって、高強
度高靭性を有する鋼線を得ようとする提案がいくつかな
されている。例えば、特開平４−２４６１２５号では溶
融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に矯正加工およびブルー
イング処理を施す方法が開示されている。しかしこれら
の処理は、めっき鋼線の降伏強度が上昇するためのクリ
ープ特性低下を補うものであり、鋼線の高強度化あるい
は伸びの回復を目的としたものではない。また、特開平
４−２３６７５６号、特開平４−２３６７４２号には、
溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に伸線加工および加熱
処理を施す方法が開示されているが、これらの技術では
めっき後の伸線率が大きいので、Ｚｎ−Ａｌめっきしか
行えない。すなわち、一般的に大量生産されている純Ｚ
ｎめっきではＦｅ−Ｚｎ合金めっき層にクラックが生じ
てしまうため、耐食性や疲労特性が低下してしまうとい
う問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明では、高
強度かつ高靭性な鋼線を得るために、鋼線の最適化学成
分を把握し、かつ純Ｚｎめっきにも適用できる最適の製
造条件を見出すことを目的とする。
強度かつ高靭性な鋼線を得るために、鋼線の最適化学成
分を把握し、かつ純Ｚｎめっきにも適用できる最適の製
造条件を見出すことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法は、 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有する高炭素鋼線を
熱間圧延した後、直接もしくは再オーステナイト化後に
パテンティング処理を施して、微細パーライトを主要と
する組織を有する鋼線を得、該鋼線の冷間伸線を行った
後、溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施し、次いで減
面率４〜１５％の伸線加工を行い、さらに矯正加工を行
うところに要旨を有する。また、本発明の鋼線には、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上、あるいはさらに、 Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｔｉ：０．０１〜０．２％の１種以上を含有するもので
あってもよい。
明の高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法は、 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有する高炭素鋼線を
熱間圧延した後、直接もしくは再オーステナイト化後に
パテンティング処理を施して、微細パーライトを主要と
する組織を有する鋼線を得、該鋼線の冷間伸線を行った
後、溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施し、次いで減
面率４〜１５％の伸線加工を行い、さらに矯正加工を行
うところに要旨を有する。また、本発明の鋼線には、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上、あるいはさらに、 Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｔｉ：０．０１〜０．２％の１種以上を含有するもので
あってもよい。
【０００８】
【作用】まず本発明の高炭素鋼線の最適化学成分限定理
由を説明する。下記に示す化学成分以外は、残部がＦｅ
及び不可避不純物である。 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｃは、鋼線の強度を上げるために有効な元素であり、経
済的でもある。Ｃ含有量が０．７％より少ないと、鋼線
の強度向上効果を発揮するには不充分である。しかし、
Ｃ量が１．２％を超えると鋼線の延性の低下が顕著とな
る。
由を説明する。下記に示す化学成分以外は、残部がＦｅ
及び不可避不純物である。 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｃは、鋼線の強度を上げるために有効な元素であり、経
済的でもある。Ｃ含有量が０．７％より少ないと、鋼線
の強度向上効果を発揮するには不充分である。しかし、
Ｃ量が１．２％を超えると鋼線の延性の低下が顕著とな
る。
【０００９】Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｓｉは脱酸剤として働く上、フェライトに固溶して、固
溶体の強度を顕著に高める効果がある。さらに、フェラ
イト中のＳｉは、伸線後に行われる溶融めっき時の強度
低下を低減させる効果がある。これらの効果は鋼線中に
Ｓｉが含まれていれば認められるが、より顕著に発現す
るのはＳｉが０．５％以上のときである。しかし、Ｓｉ
を過剰に添加すると、伸線後の鋼線の延性が低下するの
で、Ｓｉ量の上限は２．０％とした。
溶体の強度を顕著に高める効果がある。さらに、フェラ
イト中のＳｉは、伸線後に行われる溶融めっき時の強度
低下を低減させる効果がある。これらの効果は鋼線中に
Ｓｉが含まれていれば認められるが、より顕著に発現す
るのはＳｉが０．５％以上のときである。しかし、Ｓｉ
を過剰に添加すると、伸線後の鋼線の延性が低下するの
で、Ｓｉ量の上限は２．０％とした。
【００１０】Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは脱酸剤としての効果と、鋼線の焼入性を向上させ
て鋼線の断面内の組織の均一性を高める効果を有する。
しかし、Ｍｎを過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテ
ンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成して伸線加工
性が低下するため、含有量の上限は１．０％とした。
て鋼線の断面内の組織の均一性を高める効果を有する。
しかし、Ｍｎを過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテ
ンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成して伸線加工
性が低下するため、含有量の上限は１．０％とした。
【００１１】Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ａｌは脱酸剤として、またＮとの複合添加によりオース
テナイト粒度の粗大化防止に有効である。しかし、添加
量が０．０２％より少ないとこの効果の発現が不充分で
あり、過剰に添加すると窒化物量が増加し過ぎて伸線性
を悪化させるため０．０７％を超えて添加してはならな
い。
テナイト粒度の粗大化防止に有効である。しかし、添加
量が０．０２％より少ないとこの効果の発現が不充分で
あり、過剰に添加すると窒化物量が増加し過ぎて伸線性
を悪化させるため０．０７％を超えて添加してはならな
い。
【００１２】Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％ Ｎは鋼線中でＡｌの窒化物となり、加熱時のオーステナ
イト粒度の粗大化防止に有効である。添加量が０．００
３０％より少ないとこの効果が充分発現されない。また
０．０１５０％を超えて添加すると、Ａｌの窒化物が増
加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎ
が伸線中の時効を促進することがあるため上限を０．０
１５０％とした。
イト粒度の粗大化防止に有効である。添加量が０．００
３０％より少ないとこの効果が充分発現されない。また
０．０１５０％を超えて添加すると、Ａｌの窒化物が増
加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎ
が伸線中の時効を促進することがあるため上限を０．０
１５０％とした。
【００１３】本発明法に適用される高炭素鋼線は、上記
必須成分を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
ものであるが、次に挙げる化学成分、すなわち、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＷよりなる群から選択される１種
以上、あるいはさらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉよりなる群
から選択される１種以上の化学成分を積極的に添加した
鋼種においても本発明法を好適に用いることができる。
必須成分を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
ものであるが、次に挙げる化学成分、すなわち、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＷよりなる群から選択される１種
以上、あるいはさらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉよりなる群
から選択される１種以上の化学成分を積極的に添加した
鋼種においても本発明法を好適に用いることができる。
【００１４】Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｕは析出硬化作用によって鋼線の強度を向上させる
が、０．０５％より少ない添加量では効果が小さ過ぎ
る。しかし過剰に添加すると、強度向上効果が飽和する
だけでなく、粒界脆化を招くため、熱間圧延時に鋳塊表
面がひび割れてしまうことがあるので上限を０．５％と
した。
が、０．０５％より少ない添加量では効果が小さ過ぎ
る。しかし過剰に添加すると、強度向上効果が飽和する
だけでなく、粒界脆化を招くため、熱間圧延時に鋳塊表
面がひび割れてしまうことがあるので上限を０．５％と
した。
【００１５】Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｃｒは、鋼線の強度と伸線加工性を向上させる。これ
は、Ｃｒによってパーライトにおけるラメラ間隔が微細
化することによる。この効果が認められるのは０．０５
％以上の添加量のときであるが、１．０％を超えて添加
すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、生産性の点
から好ましくない。
は、Ｃｒによってパーライトにおけるラメラ間隔が微細
化することによる。この効果が認められるのは０．０５
％以上の添加量のときであるが、１．０％を超えて添加
すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、生産性の点
から好ましくない。
【００１６】Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｉは鋼線の強度向上にはあまり寄与しないが、伸線材
の靭性を高める効果を有する。この効果が認められるの
は０．０５％以上の添加量のときであるが、１．０％を
超えて添加すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、
生産性の点から好ましくない。
の靭性を高める効果を有する。この効果が認められるの
は０．０５％以上の添加量のときであるが、１．０％を
超えて添加すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、
生産性の点から好ましくない。
【００１７】Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｃｏは０．０５％以上の添加で、初析セメンタイトの析
出を抑制する。しかし１．０％を超えて添加してもその
効果は飽和し、不経済であるため上限を１．０％とし
た。
出を抑制する。しかし１．０％を超えて添加してもその
効果は飽和し、不経済であるため上限を１．０％とし
た。
【００１８】Ｗ：０．０５〜１．０％ Ｗは０．０５％以上の添加で、鋼線強度を向上させる作
用を有する。しかし１．０％を超えて添加しても、その
効果は飽和し、逆に延靭性の低下を引き起こすため上限
を１．０％とした。
用を有する。しかし１．０％を超えて添加しても、その
効果は飽和し、逆に延靭性の低下を引き起こすため上限
を１．０％とした。
【００１９】Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％ これらの元素は、鋼線中で微細な炭窒化物を形成し、析
出硬化によって鋼線の強度を向上させると共に、加熱時
のオーステナイト粒度の粗大化防止に役立つ。上記下限
値より少ない添加量ではこの効果は認められない。一
方、上限値を超えて添加すると、炭窒化物量が増大し過
ぎ、炭窒化物自体の粒子径も大きくなり過ぎるため延性
が悪くなる。
〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％ これらの元素は、鋼線中で微細な炭窒化物を形成し、析
出硬化によって鋼線の強度を向上させると共に、加熱時
のオーステナイト粒度の粗大化防止に役立つ。上記下限
値より少ない添加量ではこの効果は認められない。一
方、上限値を超えて添加すると、炭窒化物量が増大し過
ぎ、炭窒化物自体の粒子径も大きくなり過ぎるため延性
が悪くなる。
【００２０】次に、本発明法における最適製造条件につ
いて説明する。本発明法では、前記最適化学成分の高炭
素鋼線を、熱間圧延→直接もしくは再オーステナイト化
後にパテンティング→冷間伸線→溶融ＺｎまたはＺｎ−
Ａｌめっき→減面率４〜１５％での伸線→矯正加工とい
う工程を通して高強度高靭性溶融めっき鋼線とするもの
であるが、本発明法の製造条件のポイントは、めっき後
の伸線工程における減面率を４〜１５％に規定したとこ
ろにある。
いて説明する。本発明法では、前記最適化学成分の高炭
素鋼線を、熱間圧延→直接もしくは再オーステナイト化
後にパテンティング→冷間伸線→溶融ＺｎまたはＺｎ−
Ａｌめっき→減面率４〜１５％での伸線→矯正加工とい
う工程を通して高強度高靭性溶融めっき鋼線とするもの
であるが、本発明法の製造条件のポイントは、めっき後
の伸線工程における減面率を４〜１５％に規定したとこ
ろにある。
【００２１】溶融めっきは高温で行われるため、溶融め
っき前の冷間伸線において向上した鋼線強度が、このめ
っき工程で低下してしまう。そこで、目標とする強度お
よび線径の鋼線となる様に、めっき後に再び伸線を行
う。本発明法では、この伸線の減面率を４〜１５％にす
る必要がある。４％より低い減面率では、伸線による強
度向上効果が小さ過ぎる。また４％未満の伸線は不安定
領域であり、ダイス形状によっては逆に強度が低下する
こともある（西岡多三郎、日本金属学会誌、第２２巻、
第１号、Ｐ２６、１９５８）ため下限は４％とした。し
かし、１５％を超えて伸線すると、延性が悪くなり、伸
線後の矯正工程によって延性を回復させようとしても、
回復不能になる。また、特に純Ｚｎめっき鋼線では、Ｆ
ｅ−Ｚｎ合金めっき層においてクラックが発生するた
め、上限値を１５％と定めた。
っき前の冷間伸線において向上した鋼線強度が、このめ
っき工程で低下してしまう。そこで、目標とする強度お
よび線径の鋼線となる様に、めっき後に再び伸線を行
う。本発明法では、この伸線の減面率を４〜１５％にす
る必要がある。４％より低い減面率では、伸線による強
度向上効果が小さ過ぎる。また４％未満の伸線は不安定
領域であり、ダイス形状によっては逆に強度が低下する
こともある（西岡多三郎、日本金属学会誌、第２２巻、
第１号、Ｐ２６、１９５８）ため下限は４％とした。し
かし、１５％を超えて伸線すると、延性が悪くなり、伸
線後の矯正工程によって延性を回復させようとしても、
回復不能になる。また、特に純Ｚｎめっき鋼線では、Ｆ
ｅ−Ｚｎ合金めっき層においてクラックが発生するた
め、上限値を１５％と定めた。
【００２２】本発明ではこの伸線工程での減面率を考慮
して、めっき前の冷間伸線の条件を設定すれば良い。そ
の他の工程については、常法に従えば良く特に条件は限
定されない。
して、めっき前の冷間伸線の条件を設定すれば良い。そ
の他の工程については、常法に従えば良く特に条件は限
定されない。
【００２３】
【実施例】以下実施例によって本発明をさらに詳述する
が、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・
後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て
本発明の技術範囲に包含される。
が、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・
後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て
本発明の技術範囲に包含される。
【００２４】表１には、実施例で使用した鋼の化学成分
をそれぞれ重量％で示した。ＰとＳは不可避不純物であ
り、残部はＦｅである。表１に示した鋼を、まず線径
７．５〜１４ｍｍに熱間圧延し、その線径のまま鉛パテ
ンティング処理（再加熱：９５０℃×５分、恒温変態：
５４０℃×４分）を行った。その後ダイスの出口で線材
を冷却し１７０℃以下に保持したままで目標線径に伸線
した。次いで、表２〜４に示した実験では溶融Ｚｎめっ
きを、表５に示した実験では溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施
した。めっき後の鋼線特性を表２〜５に示した。さらに
表２〜５に示した減面率で、表２、３および表５の実験
では線径５ｍｍに、表４の実験では３ｍｍおよび７ｍｍ
に伸線した。最後に矯正加工を行い、得られた鋼線の特
性を表２〜５に示した。
をそれぞれ重量％で示した。ＰとＳは不可避不純物であ
り、残部はＦｅである。表１に示した鋼を、まず線径
７．５〜１４ｍｍに熱間圧延し、その線径のまま鉛パテ
ンティング処理（再加熱：９５０℃×５分、恒温変態：
５４０℃×４分）を行った。その後ダイスの出口で線材
を冷却し１７０℃以下に保持したままで目標線径に伸線
した。次いで、表２〜４に示した実験では溶融Ｚｎめっ
きを、表５に示した実験では溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施
した。めっき後の鋼線特性を表２〜５に示した。さらに
表２〜５に示した減面率で、表２、３および表５の実験
では線径５ｍｍに、表４の実験では３ｍｍおよび７ｍｍ
に伸線した。最後に矯正加工を行い、得られた鋼線の特
性を表２〜５に示した。
【００２５】なお判定の基準は、めっき後鋼線強度をＴ
Ｓ0 、矯正後鋼線強度をＴＳとした時のＴＳ0 −ＴＳ
（ΔＴＳ）が４ｋｇｆ／ｃｍ2 以上か、またはΔＴＳ／
ＴＳ0が２％以上であり、ＴＳが２０５ｋｇｆ／ｃｍ2
であり、かつ矯正後鋼線の伸びが４％以上のものを○と
している。
Ｓ0 、矯正後鋼線強度をＴＳとした時のＴＳ0 −ＴＳ
（ΔＴＳ）が４ｋｇｆ／ｃｍ2 以上か、またはΔＴＳ／
ＴＳ0が２％以上であり、ＴＳが２０５ｋｇｆ／ｃｍ2
であり、かつ矯正後鋼線の伸びが４％以上のものを○と
している。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】以上の実験例から次のことがわかった。実
験No. １〜２３は、鋼の成分の差が鋼線特性に及ぼす影
響を検討した実験である（表１〜３）。No. １はＣの少
ない鋼種Ａを用いているため、強度が低い。No. ２は、
本発明鋼Ｂを用いているが、めっき後の伸線工程での減
面率が低いため強度上昇が小さく、No. ４は伸線減面率
が大き過ぎて伸びが低下してしまい、矯正加工を行って
も回復しなかった。No. ３は鋼種Ｂを用い、またNo. ５
は鋼種Ｃを用い、それぞれ本発明範囲内の減面率で伸線
を行っているので、強度が高く、伸びにも優れたもので
あった。
験No. １〜２３は、鋼の成分の差が鋼線特性に及ぼす影
響を検討した実験である（表１〜３）。No. １はＣの少
ない鋼種Ａを用いているため、強度が低い。No. ２は、
本発明鋼Ｂを用いているが、めっき後の伸線工程での減
面率が低いため強度上昇が小さく、No. ４は伸線減面率
が大き過ぎて伸びが低下してしまい、矯正加工を行って
も回復しなかった。No. ３は鋼種Ｂを用い、またNo. ５
は鋼種Ｃを用い、それぞれ本発明範囲内の減面率で伸線
を行っているので、強度が高く、伸びにも優れたもので
あった。
【００３２】鋼種ＤはＣが上限値を超えているため、こ
れを用いたNo. ６では初析セメンタイトが多く析出して
伸線性が低下し、冷間伸線時に断線した。No. ７はＳｉ
が多過ぎる鋼種Ｅを用いているので延性が低下し、やは
り断線が多発した。また、No. ８はＭｎの少ない鋼種Ｆ
を用いたため、伸線可能であったが、矯正後の鋼線の強
度が不充分である。鋼種ＧはＭｎが多いので過冷組織の
存在のために伸線性が悪く（No. ９）、鋼種ＩはＡｌが
多いため窒化物が多く生成し伸線不能であった（No. １
１）。また、Ａｌの少ない鋼種Ｈを用いたNo. １０は、
結晶粒径が粗大化したため、伸線性に劣るものとなっ
た。
れを用いたNo. ６では初析セメンタイトが多く析出して
伸線性が低下し、冷間伸線時に断線した。No. ７はＳｉ
が多過ぎる鋼種Ｅを用いているので延性が低下し、やは
り断線が多発した。また、No. ８はＭｎの少ない鋼種Ｆ
を用いたため、伸線可能であったが、矯正後の鋼線の強
度が不充分である。鋼種ＧはＭｎが多いので過冷組織の
存在のために伸線性が悪く（No. ９）、鋼種ＩはＡｌが
多いため窒化物が多く生成し伸線不能であった（No. １
１）。また、Ａｌの少ない鋼種Ｈを用いたNo. １０は、
結晶粒径が粗大化したため、伸線性に劣るものとなっ
た。
【００３３】No. １６はＣｒが上限値を超える鋼種Ｌを
用いているので、変態時間が長時間となり、今回のパテ
ンティング条件では時間内に変態が終了しなかったこと
によって、過冷組織が存在し断線が多発したものであ
る。No. ２３は、Ｎが上限値を超える鋼種Ｓを用いたた
め、伸線中の時効硬化作用が強過ぎて断線してしまっ
た。No. １２、１４、１７〜２２はいずれも本発明鋼を
用いて、本発明の規定範囲の減面率で伸線を行っている
ため、強度、伸び共に優れた鋼線が得られている。しか
し、No. １３はめっき後の伸線工程での減面率が低いた
め強度上昇が小さく、No. １５は伸線減面率が大き過ぎ
て伸びが低下してしまい、矯正加工を行っても回復しな
かった。
用いているので、変態時間が長時間となり、今回のパテ
ンティング条件では時間内に変態が終了しなかったこと
によって、過冷組織が存在し断線が多発したものであ
る。No. ２３は、Ｎが上限値を超える鋼種Ｓを用いたた
め、伸線中の時効硬化作用が強過ぎて断線してしまっ
た。No. １２、１４、１７〜２２はいずれも本発明鋼を
用いて、本発明の規定範囲の減面率で伸線を行っている
ため、強度、伸び共に優れた鋼線が得られている。しか
し、No. １３はめっき後の伸線工程での減面率が低いた
め強度上昇が小さく、No. １５は伸線減面率が大き過ぎ
て伸びが低下してしまい、矯正加工を行っても回復しな
かった。
【００３４】実験No. ３１〜３６は、最終鋼線の線径を
３ｍｍに設定したときと、７ｍｍに設定したときの減面
率の影響を調べた結果である。表４から、適正な減面率
で伸線を行わないと、強度不足や伸びの不足が起きるこ
とがわかる。
３ｍｍに設定したときと、７ｍｍに設定したときの減面
率の影響を調べた結果である。表４から、適正な減面率
で伸線を行わないと、強度不足や伸びの不足が起きるこ
とがわかる。
【００３５】実験No. ４１〜４６は、溶融Ｚｎ−Ａｌめ
っきを施した鋼線の実験結果であるが、表５の場合と同
様に、減面率が低いと強度向上効果が認められず、また
減面率が低過ぎると、伸びが著しく低下してしまうこと
がわかる。
っきを施した鋼線の実験結果であるが、表５の場合と同
様に、減面率が低いと強度向上効果が認められず、また
減面率が低過ぎると、伸びが著しく低下してしまうこと
がわかる。
【００３６】上記実験結果から、強度、伸びの両特性に
優れためっき鋼線を得るためには、本発明法で規定した
最適化学成分の鋼を用い、最適製造条件で伸線を行う必
要があることが明らかである。
優れためっき鋼線を得るためには、本発明法で規定した
最適化学成分の鋼を用い、最適製造条件で伸線を行う必
要があることが明らかである。
【００３７】
【発明の効果】本発明は以上のように構成されており、
高強度高靭性の溶融めっき鋼線を得ることが可能となっ
た。本発明法は、ＰＣ鋼線、亜鉛メッキ鋼線、バネ用鋼
線、吊り橋用ケーブル、ＡＣＳＲ（送電線ケーブルの補
強用素線）用めっき鋼線等の高強度化が必要な鋼線用途
に最適なめっき鋼線の製造方法である。
高強度高靭性の溶融めっき鋼線を得ることが可能となっ
た。本発明法は、ＰＣ鋼線、亜鉛メッキ鋼線、バネ用鋼
線、吊り橋用ケーブル、ＡＣＳＲ（送電線ケーブルの補
強用素線）用めっき鋼線等の高強度化が必要な鋼線用途
に最適なめっき鋼線の製造方法である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/52 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/38 (72)発明者 水谷 勝治 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会 社神戸製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 落合 憲二 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会 社神戸製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 山岡 幸男 尼崎市中浜町10番地１ 神鋼鋼線工業株式 会社内 (72)発明者 児玉 勝 尼崎市中浜町10番地１ 神鋼鋼線工業株式 会社内
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：０．７〜１．２％（重量％、以下同
じ） Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有する高炭素鋼線を
熱間圧延した後、直接もしくは再オーステナイト化後に
パテンティング処理を施して、微細パーライトを主要と
する組織を有する鋼線を得、該鋼線の冷間伸線を行った
後、溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施し、次いで減
面率４〜１５％の伸線加工を行い、さらに矯正加工を行
うことを特徴とする高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造
方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の高炭素鋼線が、さら
に、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上を含有するものであ
る請求項１に記載の製造方法。 - 【請求項３】 請求項２に記載の高炭素鋼線が、さら
に、 Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｔｉ：０．０１〜０．２％の１種以上を含有するもので
ある請求項２に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18964294A JP3176226B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18964294A JP3176226B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0853743A true JPH0853743A (ja) | 1996-02-27 |
| JP3176226B2 JP3176226B2 (ja) | 2001-06-11 |
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ID=16244732
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18964294A Expired - Fee Related JP3176226B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3176226B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997042352A1 (en) * | 1996-05-02 | 1997-11-13 | N.V. Bekaert S.A. | Chromium-silicon spring wire |
| JP2002317388A (ja) * | 2001-04-19 | 2002-10-31 | Nippon Steel Corp | 高耐食めっき撚り鋼線およびその製造方法 |
| WO2008150056A1 (en) * | 2007-06-05 | 2008-12-11 | Posco | High carbon steel sheet superior in fatiugue lifeand manufacturing method thereof |
| WO2010150537A1 (ja) * | 2009-06-25 | 2010-12-29 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と疲労特性に優れた橋梁用高強度Ｚｎ－Ａｌめっき鋼線及びその製造方法 |
| WO2011151532A1 (fr) * | 2010-05-31 | 2011-12-08 | Arcelormittal Wire France | Fil de forme en acier à hautes caractéristiques mécaniques résistant à la fragilisation par l'hydrogène |
| CN110747394A (zh) * | 2019-10-08 | 2020-02-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种2000MPa级高强镀锌钢丝用盘条及其生产方法 |
-
1994
- 1994-08-11 JP JP18964294A patent/JP3176226B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997042352A1 (en) * | 1996-05-02 | 1997-11-13 | N.V. Bekaert S.A. | Chromium-silicon spring wire |
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| WO2010150537A1 (ja) * | 2009-06-25 | 2010-12-29 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と疲労特性に優れた橋梁用高強度Ｚｎ－Ａｌめっき鋼線及びその製造方法 |
| JP4782246B2 (ja) * | 2009-06-25 | 2011-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と疲労特性に優れた橋梁用高強度Ｚｎ−Ａｌめっき鋼線及びその製造方法 |
| US9243315B2 (en) | 2009-06-25 | 2016-01-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength Zn—Al coated steel wire for bridges with excellent corrosion resistance and fatigue properties and method for manufacturing the same |
| WO2011151532A1 (fr) * | 2010-05-31 | 2011-12-08 | Arcelormittal Wire France | Fil de forme en acier à hautes caractéristiques mécaniques résistant à la fragilisation par l'hydrogène |
| US9249486B2 (en) | 2010-05-31 | 2016-02-02 | Arcelormittal Wire France | Profiled steel wire with high mechanical characteristics resistant to hydrogen embrittlement |
| US9617625B2 (en) | 2010-05-31 | 2017-04-11 | Arcelormittal Wire France | Process for manufacturing a profiled steel wire |
| CN110747394A (zh) * | 2019-10-08 | 2020-02-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种2000MPa级高强镀锌钢丝用盘条及其生产方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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