本发明涉及拉丝性优异的高碳钢线材，和对于上述高碳钢线材进行拉丝加工而得到的钢线。详细地说，本发明涉及通过热轧而制造的高碳钢线材，其主要作为用于钢帘线、钢缆、线锯丝等的高强度钢线的原料。
背景技术：
作为钢帘线和钢缆等所使用的高强度钢线，可知例如有jisg3522(1991)所述的钢琴线。钢琴线大致分为a类、b类、v类这三种，作为高强度的钢琴线b类，可列举线径0.2mm，抗拉强度2840～3090mpa的swp－b类等。作为钢琴线的原材，一般使用的是jisg3502(2004)所述的swrs82a等的珠光体钢。
高强度钢线的一般的制造方法如下。首先，将通过热轧制造的钢线材(也称为轧制线材)环状载置于冷却输送机上，使珠光体相变进行后卷取成卷状，得到线材卷。其次进行拉丝加工，利用珠光体的加工硬化作用，得到具有预期的线径和强度的钢线。由于钢线材的加工极限而不能加工至预期的线径时，在拉丝加工期间实施被称为铅淬火的热处理。例如为了得到线径0.2mm的极细钢线，一般会反复多次进行拉丝加工和铅淬火处理。
在此，为了使钢线高强度化，需要使作为原材的钢线材的c量增加。但是，在含有0.90％以上的c的高碳钢线中，存在先共析渗碳体在组织中析出而拉丝性降低这样的问题。
因此，为了制造拉丝性优异的高碳钢线，提出有各种技术。
例如专利文献1的记述涉及作为用于桥梁用缆索等的镀锌钢线的原材有用的高强度钢线用线材等，特别是关于在轧制后不进行热处理，而以所谓的生拉丝工艺进行拉丝时的加工性良好的高强度钢线用线材等。在专利文献1中，通过在晶界邻域使微细的tic析出，从而抑制先共析渗碳体的析出，为此使ti含量的下限为0.02％以上。
另外，专利文献2特别涉及在热轧状态下可以进行真应变2.2以上的拉丝加工的细径高碳热轧线材。详细地说，在专利文献2中记述的是，将si抑制在0.50％以下的钢片进行热轧时，使压下量增加，使线材直径细至4.5mm以下，从而使奥氏体晶粒(γ晶粒)微细化而进行珠光体相变，由此能够防止先共析铁素体和先共析渗碳体的大粒析出。
另外，专利文献3涉及使用了高张力钢线用的线材的海底光缆用异形线。详细地说，在专利文献3中记述，通过使用从珠光体组织中的渗碳体与铁素体界面向铁素体相侧的30nm的范围，使渗碳体/铁素体界面的si最大偏析度(从渗碳体与铁素体界面朝向铁素体相侧30nm的范围的最大si浓度÷体积的si含量)满足≥1.1而发生si偏析的线材，能够防止异形加工中的断线率。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014－189855号公报
专利文献2：日本特开2001－181789号公报
专利文献3：日本特开2003－301240号公报
但是，前述专利文献1～3的技术分别存在以下的问题。
首先，专利文献1以用于镀锌钢线的线材为对象，并不是以像钢琴线等那样具有0.2mm左右的极细线径的钢线为对象。若如专利文献1那样使用ti量多的线材而制造极细钢线，则由于ti系夹杂物导致拉丝加工时的断线变得显著。因此，专利文献1的技术难以适用于供钢帘线等的极细钢线。
另外，如专利文献2那样使用直径4.5mm以下的线材则招致生产率的降低，卷材制造时还会发生线材容易缠绕这样的问题。
另外，如专利文献3这样在珠光体组织中的渗碳体与铁素体界面设置si浓度差的方法，不能充分降低对拉丝加工性有害的先共析铁素体。另外，专利文献3中所实施的加工度，即使拉丝加工和冷轧合在一起，断面收缩率也不过为82.6％。由于钢帘线等的极细钢线所要求的拉丝加工的断面收缩率更大，所以适用于上述用途不充分。
技术实现要素：
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种也可以适用于钢帘线等的极细钢线的，拉丝性优异的高碳钢线材和钢线。
能够解决上述课题的本发明的高碳钢线材，在以下方面具有要旨：以质量％计，含有c：0.90～1.3％、si：0.4～1.2％、mn：0.2～1.5％、p：高于0％并在0.02％以下、s：高于0％并在0.02％以下、al：高于0％并在0.008％以下、ti：0～0.005％、n：0.001～0.008％，余量是铁和不可避免的杂质，组织中，含有珠光体和先共析渗碳体，珠光体相对于全部组织的面积率为90％以上，先共析渗碳体的最大长度为15μm以下，先共析渗碳体内部的si浓度的平均值，与形成珠光体的片层结构的铁素体内部的si浓度的最大值的浓度差为0.50～3％。
在本发明优优选的实施方式中，上述高碳钢线材，以质量％计，还含有属于以下的(a)～(d)任意一项的一种以上。
(a)b：高于0％并在0.01％以下
(b)co：高于0％并在1.5％以下
(c)从v：高于0％并在0.5％以下、和cr：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
(d)从cu：高于0％并在0.5％以下、ni：高于0％并在0.5％以下，和nb：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
本发明中，上述高碳钢线材经拉丝加工而得到的钢线也包含在本发明的范围内。
根据本发明，能够提供也可以适用于钢帘线等的极细钢线的，拉丝性优异的高碳钢线材。
附图说明
图1是表示实施例的表2的试验no.12中，先共析渗碳体相与铁素体相的界面的si浓度差的图。
具体实施方式
本发明者们为了解决上述课题，使用c量为0.90％以上的高碳钢线材锐意研究。其结果发现，通过在先共析渗碳体，与形成珠光体的片层结构的铁素体(以下，有仅称为铁素体的情况。)的界面使0.50％以上的si浓度差形成(详细地说，就是先共析渗碳体内部的si浓度的平均值，与铁素体内部的si浓度的最大值的浓度差在0.50％以上)，能够抑制对拉丝加工性有害的先共析渗碳体的析出和生长，从而完成了本发明。
还有，前述的专利文献3中也有关于si偏析的记述，但上述专利文献3在控制珠光体组织中的渗碳体(形成珠光体的片层结构的片层渗碳体)与铁素体的界面的si浓度差这一点上，与并不是针对珠光体组织中的渗碳体，而是控制先共析渗碳体和铁素体的界面的si浓度的本申请发明，其对象组织不同。珠光体组织中的渗碳体与先共析渗碳体在本质上不同，析出开始温度也不同，先共析渗碳体为750℃左右，比大约在590～650℃析出的珠光体的析出开始温度高。因此认为，专利文献3的技术不能充分降低对拉丝加工性有害的先共析渗碳体。另外，在专利文献3中记述，为了在上述界面高效率地使si偏析，有效的是使线材轧制后的鼓风冷却的速度达到1～10℃/秒，在实施例中全部进行7℃/秒左右的鼓风冷却。但是，以上述冷却条件轧制的后述的表2的no.6，得不到本申请发明中规定的si浓度差，先共析渗碳体的最大长度也变长，拉丝特性降低。
以下，对于本发明的钢线材详细地加以说明。
首先，本发明的钢线材的钢中成分如下。各成分的单位除非特别指出，否则均为质量％。
c：0.90～1.3％
c对强度的上升有效，伴随c含量的增加，冷加工后的钢线材的强度提高。为了达成预期的4000mpa以上的强度，使c含量的下限为0.90％以上，优选为0.93％以上，更优选为0.95％以上。但是，若c含量变得过多，则不能充分减少对拉丝加工性有害的先共析渗碳体，拉丝性降低。因此，c含量的上限为1.3％以下，优选为1.25％以下。
si：0.4～1.2％
si是有效的脱氧材，具有减少钢中的氧化物系夹杂物的效果，除此以外，也有使钢线材的强度上升的效果。此外，如后述，也有抑制先共析渗碳体的生长的效果。为了有效地发挥这些效果，使si含量的下限为0.4％以上，优选为0.45％以上，更优选高于0.50％，进一步优选为0.55％以上。但是，若过剩地添加si，则促进拉丝时的脆化，使拉丝材的扭绞特性降低。因此，si含量的上限为1.2％以下，优选为1.15％以下。
mn：0.2～1.5％
mn大幅提高钢的淬火性，因此使鼓风冷却时的相变温度降低，具有提高珠光体组织的强度的效果。为了有效地发挥这些效果，使mn含量的下限为0.2％以上，优选为0.3％以上。但是，mn是容易在线材中心部偏析的元素，若过剩地添加，则mn偏析部的淬火性过度增大，有可能使马氏体等的过冷组织生成。因此，mn含量的上限为1.5％以下，优选为1.0％以下，更优选为0.95％以下。
p：高于0％并在0.02％以下
p作为杂质被含有，但在旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，除了引起钢片裂纹以外，还使拉丝后的钢线的疲劳特性降低。因此，为了防止这些弊端，使p含量的上限为0.02％以下，优选为0.018％以下。还有，使p的下限为0％在工业生产上困难。
s：高于0％并在0.02％以下
s与上述p同样，作为杂质被含有，但在旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，除了引起钢片裂纹以外，还使拉丝后的钢线的疲劳特性降低。因此，为了防止这些弊端，使s含量的上限为0.02％以下，优选为0.018％以下。还有，使s的下限为0％在工业生产上困难。
al：高于0％并在0.008％以下
al作为杂质被含有，生成al2o3这样的al系夹杂物，使拉丝加工时的断线率上升。因此，为了确保充分的拉丝性，使al含量的上限为0.008％以下，优选为0.006％以下。还有，使al的下限为0％在工业生产上有困难。
ti：0～0.005％
ti作为杂质被含有，但使tin等的ti系夹杂物生成，使拉丝加工时的断线率上升。因此，为了确保充分的拉丝性，使ti含量的上限为0.005％以下，优选为0.003％以下。
n：0.001～0.008％
n在钢中固溶而在拉丝加工时引起应变时效，使钢线的韧性降低。为了防止这样的弊端，使n含量的上限为0.008％以下，优选为0.007％以下。n量越少越好，但工业生产上，使其下限为0.001％以上，优选为0.0015％以上。
本发明的钢线材含有上述成分，余量：铁和不可避免的杂质。
本发明的钢线材，为了进一步使强度、韧性、延展性等的特性提高，能够含有以下的选择性的元素。
b：高于0％并在0.01％以下
b在奥氏体晶界稠化，妨碍晶界铁素体的生成，具有使拉丝性提高的效果。另外，与n化合而形成bn等的氮化物，抑制因固溶n造成的韧性降低，也有使扭绞特性提高的效果。为了有效地发挥添加b带来的钢线材的拉丝性和扭绞特性，优选使b含量的下限为0.0005％以上。但是若过剩地添加，则与fe的化合物(b－constituent)析出，引起热轧时的裂纹，因此b含量的上限优选为0.01％以下，更优选为0.008％以下。
co：高于0％并在1.5％以下
co促进珠光体相变，具有减少先共析渗碳体的效果。特别是除了si以外通过再添加co，可促进拉丝加工性。为了有效地发挥这样的作用，co含量的下限优选为0.05％以上，更优选为0.1％。但是，co是非常高价的元素，过剩添加其效果也会饱和，在经济上造成浪费，因此co含量的上限优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下，进一步优选为1％以下。
从v：高于0％并在0.5％以下、和cr：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
v和cr是有助于钢线材的强度提高的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用。
详细地说，v生成微细的碳氮化物，除了有具有强度上升效果以外，也能够通过减少固溶n而发挥出提高扭绞特性的效果。为了有效地发挥这样的效果，v含量的下限优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。但是，v是高价的元素，过剩添加其效果也会饱和，在经济上造成浪费，因此v含量的上限优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。
另外，cr使珠光体的片层间隔微细化，具有提高钢线材的强度的效果。为了有效地发挥这样的效果，cr含量的下限优选为0.05％以上，更优选为0.1％以上。但是，过剩地添加其效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此cr含量的上限优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。
从cu：高于0％并在0.5％以下、ni：高于0％并在0.5％以下、和nb：高于0％并在0.5％以下所构成的群中选择的至少一种
这些均是有助于钢线的制造性和耐腐蚀性等提高的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用。
详细地说，cu在钢线材表面稠化而提高氧化皮的剥离性，具有提高机械除鳞(mechanicaldescaling，md)性的效果。为了有效地发挥这样的作用，优选使cu含量的下限为0.05％以上。但是，若过剩地添加，则在钢线材表面生成泡疤，因此cu含量的上限优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。
ni具有提高钢线材的耐腐蚀性的效果。为了有效地发挥这样的作用，优选使ni含量的下限为0.05％以上。但是，过剩地添加其效果也是饱和，经济上造成浪费，因此ni含量的上限优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。
nb使晶粒微细化，具有提高线材的延展性的效果。为了有效地发挥这样的作用，优选使nb含量的下限为0.05％以上。但是，过剩地添加其效果也是饱和，在经济上造成浪费，因此nb含量的上限优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。
接着，对于本发明的钢线材的组织进行说明。如上述，本发明的钢线材，含有珠光体和先共析渗碳体，珠光体相对于全部组织的面积率为90％以上，先共析渗碳体的最大长度为15μm以下，先共析渗碳体内部的si浓度的平均值，与铁素体内部的si浓度的最大值的浓度差(以下，有仅称为si浓度差的情况。)为0.50～3％。
珠光体相对于全部组织的面积率：90％以上
如上述，本发明的钢线材含有珠光体和先共析渗碳体。贝氏体和马氏体等的低温相变组织(也有称为过冷组织的情况)阻碍拉丝性，因此为了确保充分的拉丝性，使珠光体组织的面积率为90％以上，优选为95％以上。还有，其上限根据与先共析渗碳体的关系适当控制即可，但优选大致在99面积％以下。
本发明的钢线材中，除了珠光体和先共析渗碳体以外，也能够含有在制造上不可避免地被包含的余量组织。作为这样的余量组织，例如，可列举贝氏体、先共析铁素体等的非珠光体组织。为了有效地发挥本发明的作用，非珠光体组织(含先共析渗碳体)相对于全部组织的合计，优选大约控制在10面积％以下。
先共析渗碳体的最大长度：15μm以下
板状析出的先共析渗碳体，是对于拉丝加工性有害的组织，防碍钢线材的珠光体团的取向，并成为裂缝的起点而使断线增加。但是，最大长度短的先共析渗碳体其上述弊病少。这样的先共析渗碳体的机理，如前述专利文献1所详述。为了确保充分的拉丝性，使先共析渗碳体的最大长度的上限为15μm以下，优选为13μm以下，更优选为10μm以下。还有，先共析渗碳体的最大长度的下限未特别限定，例如，也可以为0.1μm左右。
先共析渗碳体内部的si浓度的平均值与铁素体内部的si浓度的最大值的浓度差(si浓度差)：0.50～3％
si是难以在渗碳体中固溶的元素，先共析渗碳体析出时从渗碳体相被排出到外部的奥氏体相，在其界面(先共析渗碳体与铁素体相的界面)形成si的浓度差。根据本发明者们的实验结果判明，该si浓度差越大，越能够抑制先共析渗碳体相的生长，减小先共析渗碳体的最大长度。这时所形成的si浓度分布，即使经过之后的珠光体相变也会持续，因此若观察所制造的钢线材的组织，则能够作为先共析渗碳体相与处于其周围的铁素体相的界面的si浓度差确认。
为了参考，表示后述的实施例的表2的试验no.12的si浓度差的图形显示在图1中。图1中，测量处于中央的先共析渗碳体相的si浓度的平均值，与处于该先共析渗碳体相的周围的各铁素体相的si浓度的最大值，将其差规定为si浓度差。si浓度的测量方法在后述的实施例一栏中详述。
在本发明中，如上述计算出的si浓度差为0.50％以上。由此，能够使先共析渗碳体的最大长度处于15μm以下。si浓度差优选为0.6％以上。但是，过剩地形成si浓度差，上述效果也是饱和，因此使其上限为3％以下，优选为2.8％以下。
还有，在本发明中，在先共析渗碳体相与珠光体组织中的铁素体的界面产生上述si浓度差，在先共析渗碳体相与珠光体组织中的渗碳体(形成珠光体的片层结构的片层渗碳体)相的界面不产生si浓度差。
接下来，对于制造上述的本发明的钢线材的优选的方法进行说明。
本发明这样的高碳钢线材，一般通过加热调整至规定的化学成分的钢片而使之奥氏体化，并经热轧而成为规定的线径的钢线材。
热轧之后，环状载置于冷却输送机上冷却。这时的载置温度优选为880～980℃。若载置温度过高或低过，则氧化皮性状变化，给拉丝前的机械除鳞(md)处理带来不利影响。优选的载置温度为900℃以上、960℃以下。还有，为了消除上述的问题，也可以使用酸洗等其他的去氧化铁处理，但若考虑生产率等，则推荐控制在上述范围的载置温度。
其次，以800℃以上的温度开始冷却。这里的冷却条件，对于将希望的si浓度差控制在规定范围来说极其重要。还有，以下所述的冷却停止温度和保持温度的范围，需要环状载置的卷材整体全部进入此范围内。
具体来说，以12～60℃/s的平均冷却速度冷却至480～620℃的冷却停止温度。若这时的平均冷却速度慢，则形成于先共析渗碳体界面的si浓度差因si原子的扩散而丧失，得不到希望的si浓度差。另一方面，若上述平均冷却速度快，则过冷组织生成，珠光体面积率将低于90％。更优选的平均冷却速度为15℃/s以上、55℃/s以下。
另外，若冷却开始温度低，则放冷中先共析渗碳体的析出开始，因此相当于前述的平均冷却速度慢的情况，si浓度差变小。另外，若冷却停止温度低，则贝氏体等的过冷组织生成，珠光体面积率降低。另一方面，若冷却停止温度高，则si原子扩散而si浓度差变小。更优选的冷却停止温度为500℃以上、600℃以下。
冷却停止之后，使温度上升至590～650℃的保持温度，使珠光体相变进行。若上述保持温度过高，则si原子扩散，si浓度差变小。另一方面，若上述保持温度过低，则过冷组织发生，珠光体面积率降低。更优选的保持温度为600℃以上、640℃以下。
如上述得到本发明的钢线材后，卷取成卷状，得到线材卷。接着进行拉丝加工，得到具有预期的线径和强度的钢线。
还有，优选在拉丝加工之后进行铅淬火处理。铅淬火处理后再施加拉丝加工，能够得到线径0.2mm左右的极细钢线。铅淬火处理的条件未特别限定，例如，能够采用加热温度950℃、铅淬火温度600℃等的条件。另外，铅淬火处理不仅可以进行1次，也可以进行多次(例如2～3次)。
如此得到的本发明的钢线，具有抗拉强度大体4000mpa以上的高强度。根据本发明，因为能够得到线径大致0.1～0.4mm左右的钢线，所以，例如适合用于钢帘线、钢缆、线锯丝等。
本申请基于2015年3月30日申请的日本国专利申请第2015－070095号、2015年9月25日申请的日本国专利申请第2015－188843号主张优先权的利益。2015年3月30日申请的日本国专利申请第2015－070095号的说明书，和2015年9月25日申请的日本国专利申请第2015－188843号的说明书的全部内容在本申请中用于参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将表1所述的钢种a～z(截面形状为155mm×155mm)加热至1000℃的温度进行热轧，加工至规定的线径
使用如此得到的轧制材卷材，测量以下的项目。
珠光体(p)面积率的测量
切掉上述轧制材卷材的末端的不稳定部后，提取合格品的末端，提取长度5cm的试验片。用扫描型电子显微镜(scanningelectronmicroscope，sem)，拍摄如此得到的试验片的与线材纵长方向垂直的横截面，使用其组织照片，通过点计数法求得珠光体组织和非珠光体组织的面积率。所谓点计数法，就是将组织照片进行网格分割，统计存在于该网格点上的组织，简易求得组织的面积率的方法。详细地说，制作3张以4000倍拍摄了横截面的中心部的sem照片，分别分割成100个的网格点而求得珠光体面积率，计算其平均值。1张sem照片的评价面积为868μm2。各试验片的珠光体面积率和组织的详情显示在表2中。表2中，也一并记述由上述点计数法检测出的非珠光体组织(先共析渗碳体组织、贝氏体组织)。表中，p是珠光体组织，b是贝氏体组织，θ是先共析渗碳体。
先共析渗碳体(θ)的最大长度的评价
使用如上述这样得到的sem照片，测量观察到的各先共析渗碳体的长度，求得最大长度。还有，先共析渗碳体呈板状析出，但板状的渗碳体发生多个分枝时，采用各枝的长度的合计值。
si浓度差的测量
使用如上述这样得到的sem照片，对于观察到的先共析渗碳体，利用cs－stem(球差校正扫描透射电子显微镜，sphericalaberrationcorrectedscanningtransmissionelectronmicroscope)，就si浓度通过edx(能量色散x射线分析：energydispersivex－rayspectrometry)进行张性分析，求得先共析渗碳体相内部与处于其周围的铁素体相之间的si浓度差。详细地说，就是分别测量先共析渗碳体相的si浓度的平均值和铁素体相的si浓度的最大值，将其差定义为si浓度差。线性分析的步长为2nm，评价长度为200nm。
轧制材卷材的机械特性评价
切掉上述轧制材卷材的末端的不稳定部，从合格品的卷材末端提取1圈，沿纵长方向8等分，基于jisz2201进行拉伸试验，测量抗拉强度ts。求得合计8根的平均值，计算轧制材卷材的ts。
拉丝特性的评价
使用上述轧制材卷材，以表2中拉丝应变进行冷拉丝而加工至规定的线径，求得拉丝加工后的抗拉强度ts。拉丝量分别为200kg。还有，拉丝加工中发生断线的记述为“断线”。
这些结果一并记述在表2中。
[表1a]
[表1b]
[表2a]
[表2b]
由这些结果能够进行以下考察。
试验no.1～3、11～21、24～32是满足本发明的要件的例子，没有发生断线，可确认有良好的拉丝性。特别是使用了含有b的表1的钢种c～g、i～k、m、n的试验no.3、11～14、16～18、20、21均是截止到很高的拉丝应变都没有断线而能够拉丝。其中，使用了除了b以外还含有co的表1的钢种d、e的试验no.11、12，至更高的拉丝应变区域(2.13以上)都能够拉丝。
相对于此，下述例子具有以下的问题。
试验no.4～10均使用了满足本发明的要件的表1的钢种c，但不满足本发明中推荐的某个条件而制造，因此拉丝时断线。
详细地说，试验no.4因为冷却开始温度低，所以si浓度差降低，先共析渗碳体的最大长度变长，拉丝时断线。
试验no.5因为从冷却开始温度至冷却停止温度的平均冷却速度大，所以珠光体面积率降低，拉丝时断线。
试验no.6因为从冷却开始温度至冷却停止温度的平均冷却速度小，所以si浓度差降低，先共析渗碳体的最大长度长，拉丝时断线。
试验no.7因为冷却停止温度低，所以珠光体面积率降低，拉丝时断线。
试验no.8因为冷却停止温度高，所以si浓度差降低，先共析渗碳体的最大长度长，拉丝时断线。
试验no.9因为保持温度低，所以珠光体面积率降低，拉丝时断线。
试验no.10因为保持温度高，所以si浓度差降低，先共析渗碳体的最大长度长，拉丝时断线。
其次，试验no.22因为使用了c量多的表1的钢种o，所以先共析渗碳体的最大长度长，拉丝中断线。
试验no.23因为使用了si量少的表1的钢种p，所以si浓度差小，先共析渗碳体的最大长度长，拉丝时断线。