专利名称：高强度直接铅淬火线材料及其制造方法
技术领域：
本发明涉及能够制造在高强度PC钢丝、PWS钢丝、琴钢丝、钢丝绳、软管钢丝、轮胎钢丝、控制索、钓鱼线、断焊丝、钢丝锯等当中使用的高强度钢丝的线材及其制造方法。
背景技术：
一般钢丝绳等当中使用的由含0.6％以上碳的高碳钢制成的钢丝，先要经过热轧加工成直径5～16mm，然后经控制冷却调整组织，制成线材。一般将其卷取成线卷状进行搬运。
例如，在特开昭60-204865号公报中，揭示了通过将Mn含量限定在不足0.3％以抑制铅淬火后发生过冷组织、同时限定C、Si、Mn等元素量而得到的、绞线时断丝少的高强度高韧性延性的极细丝和钢丝绳用高碳钢线材，另外，在特开昭63-24046号公报中，揭示了通过将Si含量取为1.00％以上以提高铅淬火材的抗拉强度而得到的、拉丝加工率小的高韧性高延性极细丝用线材。
按照这样的高强度所使用的线材，因在表面造成的缺陷，在拉丝工序中容易引起断丝。因此，在输送中或对线卷进行处理时，要设法尽可能不造成缺陷。但是，这种努力也是有限度的，因此对不因缺陷造成断丝的线材提出了需求。
发明内容
本发明就是为了解决上述课题，提供了一种降低对热轧线材搬运或二次加工过程中发生的缺陷的感受性的、抗缺陷的线材。
本发明的要点如下。
(1)高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的维氏硬度为Hv390以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
(2)高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的平均含碳量是全断面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
(3)高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的维氏硬度为Hv390以下，而且上述层的平均含碳量是全断面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
(4)上述(1)～(3)任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述层内的平均薄片间距离为95nm以上。
(5)上述(1)～(3)任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述高碳钢的钢成分以质量％计为，C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，其余由铁和不可避免的杂质组成。
(6)上述(1)～(3)任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述高碳钢的钢成分以质量％计含有C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，还含有Cr0.1～0.5％，V0.001～0.2％，Ni0.05～1.0％，Mo0.1～0.5％，Cu0.05～0.8％，W0.05～0.8％，La0.0005～0.01％，Ce0.0005～0.01％，Al0.001～0.06％，
B0.0005～0.06％，Ti0.001～0.06％，Nb0.001～0.06％中的一种或2种以上。
(7)高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在850℃以上的温度终结上述热轧，在15秒钟以内冷却到750～830℃，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
(8)高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在750～830℃的温度下终结上述热轧，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
(9)上述(8)所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行上述热轧，然后在15秒钟以内在750～830℃的温度下卷取，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中。
(10)上述(8)所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行风冷以代替上述在400～570℃的熔融盐浴中浸渍，使珠光体相变终结。
(11)高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上、并且由其表面到至少300μm的层的平均含碳量为全断面的平均含碳量0.97倍以下的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在750℃以上的温度终结上述热轧，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
(12)上述(11)所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行上述热轧，然后在750～900℃的温度下卷取，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中。
(13)上述(11)或(12)所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行风冷以代替上述在400～570℃的熔融盐浴中浸渍，使珠光体相变终结。
实施本发明的最佳方式首先对钢组成的限定理由进行说明。成分全部为质量％，与重量％同义。
C是对强化有效的元素，为了得到高强度的钢丝，必须将C量取为0.7％以上，但过高时易析出先共析渗碳体，使延性降低，而且拉丝性变差，因此将上限取为1.2％。
Si是钢脱氧的必要元素，其含量过少时，脱氧效果不充分，因此添加0.1％以上。另外，Si在热处理后固溶在形成的珠光体中的铁素体相中，使铅淬火后强度提高，但另一方面对热处理性有害，因此取为1.5％以下。
Mn为了确保钢的淬火性，必须添加0.1％以上的Mn。但是，添加多量的Mn也会使热浸镀锌时的延性回复变慢，因此取为1.0％以下。
Cr的添加是为了提高铅淬火后的强度和拉丝加工后的强度。因此，Cr的添加量取为可达到该效果的0.1％以上、以及不会因铅淬火时的相变延迟造成热处理性变差的0.5％以下。
V的添加也是为了提高铅淬火后的强度和拉丝加工后的强度。添加时，取为表现出该效果的0.001％以上，添加过量时，相变显著变慢，使生产率受到影响，因此取为0.1％以下。
Ni的添加也是为了提高铅淬火后的强度和拉丝加工后的强度。添加时，取为表现出该效果的0.05％以上，添加过量时，相变显著变慢，使生产率受到影响，因此取为1.0％以下。
Mo的添加也是为了提高铅淬火后的强度和拉丝加工后的强度。添加时，取为表现出该效果的0.1％以上，添加过量时，珠光体相变显著变慢，使生产率降低，因此取为不造成该影响的0.5％以下。
Cu的添加是为了提高耐腐蚀疲劳特性。添加时，取为表现出该效果的0.05％以上，添加过量时，珠光体相变显著变慢，使生产率降低，因此取为不造成该影响的0.8％以下。
W的添加也是为了提高耐腐蚀疲劳特性。添加时，取为表现出该效果的0.05％以上，添加过量时，珠光体相变显著变慢，使生产率降低，因此取为不造成该影响的0.8％以下。另外这些元素复合添加时更能发挥效果。
通过微量添加(0.0005～0.01％)其它La、Ce，能够提高耐腐蚀疲劳特性。
Al的添加是为了使珠光体薄片的尺寸变得微细。添加时，取为表现出该效果的0.001％以上。添加量超过0.06％时Al2O3等硬质夹杂物增加，使拉丝加工性降低。
B的添加是为了使珠光体薄片的尺寸变得微细。添加时，取为表现出该效果的0.0005％以上。添加量过多时，使恒温相变延迟，易产生硬质的微细马氏体，因此取为0.06％以下。
Ti的添加是为了使珠光体薄片的尺寸变得微细。添加时，取为表现出该效果的0.001％以上。添加量过多时，使恒温相变延迟，易产生硬质的微细马氏体，因此取为0.06％以下。
Nb的添加是为了使珠光体薄片的尺寸变得微细。添加时，取为表现出该效果的0.001％以上。添加量过多时，使恒温相变延迟，易产生硬质的微细马氏体，因此取为0.06％以下。
P因偏析容易生成脆化组织，S则是易形成夹杂物的元素，因此希望分别取为不良影响小的0.02％以下。
以下对本发明的制造方法进行说明。
调整成上述钢成分的钢，熔炼后被连续铸造成大型方坯或中小型方坯。制成大型方坯的钢由方坯初轧机热轧成中小型方坯。中小型方坯在线材加热炉中以1000℃至1200℃加热，使钢的组织成为奥氏体。为了在热轧中不要降低到奥氏体化温度以下，有必要将该温度加热到至少900℃以上。另外，加热过度时，轧制的精轧温度变高，会促进奥氏体晶粒的生长，因此取1200℃以下的温度。然后，热轧被加热的方坯，成为直径4～16mm的形状，在800℃以上的温度终结热轧。
此时，将精轧温度取为850℃以上的场合，为使线材表层附近的奥氏体晶粒直径变小，有必要立刻进行冷却，在15秒钟以内将卷取温度调整到750℃至830℃之间。在15秒钟以上时，易引起晶粒生长，因此应在至少15秒钟以内进行调整。
另外，因为冷却后的温度未满750℃时开始相变，使不均一度过大，反而使拉丝加工性降低，所以取为750℃以上。另外，超过830℃时，表层的奥氏体组织变大，使得将表面到至少300μm以内的组织作成难于产生摩擦马氏体的、薄片间距离95nm以上的组织变得困难。
然后，立刻浸渍到530℃～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结，从而将组织调整成为薄片间距离95nm以上的珠光体或维氏硬度Hv390以下。熔融盐浴的温度未满530℃时，将薄片间距离作成95nm以上变得困难。而取570℃以上时强度过低，因此希望取为570℃以下。另外，将上述精轧温度取为750～830℃的场合，采用精轧后立刻浸渍到400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结的工艺，也能得到有同样特性的制品。此外，卷取后的冷却采用风冷、喷雾冷等也可得到同样的效果。
接着，对缺陷带入线材时导致断丝的原因加以叙述。
带入到线材上的缺陷的深度，大的为100μm程度。此时，之所以最影响断丝，是因为带入缺陷时发生的热在表层形成的硬质马氏体的存在。为了使引起断丝的马氏体的产生无害化，有必要将由表面到至少300μm的维氏硬度调整成Hv390以下，或者将由表面到至少300μm的层的平均薄片间距离调整为95nm以上。藉此，使带入缺陷时形成的马氏体不发生或薄到无害的程度。
此外，在本发明中，调整成上述钢成分的钢在熔炼后连续铸造成大型方坯或中小型方坯。通过铸造时在铸型内的结晶器的近旁添加纯铁使由表面到至少300μm的碳浓度成为平均碳浓度的0.97倍以下。超过0.97倍时，在用一般制造工艺即卷取温度850℃以上卷取后、以400～530℃的温度浸渍在熔融盐浴中获得珠光体组织的场合，不能使由表面到至少300μm范围的维氏硬度在Hv390以下，或者平均薄片间距离在95nm以上。因而，有必要使由表面到至少300μm的碳量为断面全体平均浓度的0.97倍以下。
实施例1
表1示出了试验用的本发明钢的化学成分。另外将比较钢的化学成分示于同一表1。用转炉熔炼本发明钢和比较钢，然后经连续铸造铸成500mm×300mm的大型方坯，再用热轧轧成122mm方的小型方坯。然后以1100～1200℃加热后，热轧成直径5.5mm至13mm的线材。
表2示出了以线材热轧终结后的温度为主的制造条件，同表2中示出了所得到的线材的表层的硬度和表层的薄片间距离。
本发明钢1～15按照本发明调整钢的化学成分和显微组织。
比较钢16，其钢的成分与本发明钢相同，热轧中的精轧温度为900℃，然后冷却成850℃，比本发明钢高。
比较钢17，其钢的成分与本发明钢相同，热轧中的精轧温度和其后的卷取温度处于本发明的范围，但达到卷取温度的冷却慢，进行的时间比本发明长。
比较钢18，其钢的成分与本发明钢相同，热轧中的精轧后不进行冷却，卷取温度达840℃，比本发明高。
比较钢19，其钢的成分与本发明钢相同，但加热温度低，卷取温度比本发明低。
比较钢20，其钢的成分与本发明钢相同，加热温度高，但精轧时的冷却强，卷取温度比本发明低。
使用这些线材，人工赋与缺陷，测定缺陷下形成的马氏体的厚度。另外，将这些线材的2吨线卷反复搬运30次，使得叉车的钩子与线材摩擦，然后调查拉丝过程中的断丝次数。将这些结果示于表2。
按照本发明制造的1～15，马氏体的厚度薄，显示出断丝次数少的良好结果。
另一方面，比较钢11～13的马氏体厚度厚，断丝次数比本发明钢高。而比较钢14～15虽然马氏体厚度薄，但表1所示的断面收缩率低，表2所示的断丝次数比本发明高。
表1本发明钢的化学成分(mass％)
表2热轧线材的加工工艺
DLP熔融盐中铅淬火DP风冷铅淬火实施例2表3示出了试验用的本发明钢和比较钢的化学成分。用转炉熔炼本发明钢和比较钢，然后经连续铸造铸成500mm×300mm的大型方坯，再用热轧轧成122mm方的小型方坯。然后以1100～1200℃加热后，热轧成直径5.5mm至13mm的线材。
表4示出了将由线材表面到300μm的碳浓度除以线材全断面积平均碳量的碳量比、以及以热轧终结后温度为主的制造条件。
将所得线材的表层硬度和表层的薄片间距离示于同一表4。
本发明钢1～15，按照本发明对钢的化学成分和显微组织进行了调整。另一方面，比较例16、17其钢的成分和轧制方法与本发明钢相同，但碳量比比本发明钢高。
使用这些线材，人工赋与缺陷，测定缺陷下形成的马氏体的厚度。另外，将这些线材的2吨线卷反复搬运30次，使得叉车的钩子与线材摩擦，然后调查拉丝过程中的断丝次数。将这些结果示于表4。
按照本发明制造的本发明钢1～15，马氏体的厚度薄，显示出断丝次数少的良好结果。另一方面，比较钢16～17的马氏体厚度厚，断丝次数比本发明钢高。
表3本发明钢的化学成分(mass％)
表4热轧线材的加工工艺
DLP熔融盐中铅淬火DP风冷铅淬火采用本发明，能够容易地得到缺陷造成的断丝少的高强度线材。
权利要求
1.高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的维氏硬度为Hv390以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
2.高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的平均含碳量是全断面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
3.高强度直接铅淬火线材，其特征在于，是含碳量0.7质量％以上的高碳钢，由其表面到至少300μm的层的维氏硬度为Hv390以下，而且上述层的平均含碳量是全断面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述层成为难以生成摩擦马氏体组织的层。
4.权利要求1～3任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述层内的平均薄片间距离为95nm以上。
5.权利要求1～3任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述高碳钢的钢成分以质量％计为，C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，其余由铁和不可避免的杂质组成。
6.权利要求1～3任一项所述的高强度直接铅淬火线材，其特征在于，上述高碳钢的钢成分以质量％计含有C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，还含有Cr0.1～0.5％，V0.001～0.2％，Ni0.05～1.0％，Mo0.1～0.5％，Cu0.05～0.8％，W0.05～0.8％，La0.0005～0.01％，Ce0.0005～0.01％，Al0.001～0.06％，B0.0005～0.06％，Ti0.001～0.06％，Nb0.001～0.06％中的一种或2种以上。
7.高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在850℃以上的温度终结上述热轧，在15秒钟以内冷却到750～830℃，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
8.高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在750～830℃的温度下终结上述热轧，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
9.权利要求8所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行上述热轧，然后在15秒钟以内在750～830℃的温度下卷取，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中。
10.权利要求8所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行风冷以代替上述在400～570℃的熔融盐浴中浸渍，使珠光体相变终结。
11.高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，将含碳量0.7质量％以上、并且由其表面到至少300μm的层的平均含碳量为全断面的平均含碳量0.97倍以下的高碳钢在线材加热炉中以1000～1200℃加热后，进行热轧，使直径成为4～16mm，在750℃以上的温度终结上述热轧，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中，使珠光体相变终结。
12.权利要求11所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行上述热轧，然后在750～900℃的温度下卷取，然后立刻浸渍在400～570℃的熔融盐浴中。
13.权利要求11或12所述的高强度直接铅淬火线材的制造方法，其特征在于，进行风冷以代替上述在400～570℃的熔融盐浴中浸渍，使珠光体相变终结。
全文摘要
本发明提供了一种难以因搬运处理等产生的缺陷为起因而造成断丝的线材。本发明是高强度直接铅淬火线材及其制造方法。该线材是由碳含量0.7%以上的高碳钢制成的直径4.0mm至16mm的直接铅淬火线材,由其表面到至少300μm的层的碳量为全断面平均碳量的0.97倍以下,维氏硬度为Hv390以下,上述层内的平均薄片间距离为95nm以上,成为难以生成摩擦马氏体的层。
文档编号C22C38/04GK1341155SQ00804128
公开日2002年3月20日 申请日期2000年12月22日 优先权日1999年12月22日
发明者西田世纪, 佐原进, 齐藤仁, 吉江淳彦, 疋田尚志, 吉村康嗣 申请人:新日本制铁株式会社