专利名称：高强度极细钢线及其制造方法
技术领域：
本发明涉及汽车用轮胎的钢帘线或钢线锯等中使用的高强度钢线及其制造方法。 详细地讲，本发明涉及采用拉模通过冷拉丝加工强化得到的丝径为0. 04 0. 4mm、强度为 4500MPa级以上的极细钢线。本申请基于2009年6月22日在日本提出的日本专利申请第2009-148051号并主 张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
在汽车轮胎所用的钢帘线中，从轮胎的轻量化的要求出发，对钢线的高拉力化的 需求高涨。同样，在用于精密切割蓝宝石晶体或SiC晶体等的钢线锯方面，对高拉力化的需 求也高涨。为了满足这样的需求，尽力地开展了多项研究。其结果表明，除了钢线的高拉力 化，还需要确保充分的延展性。作为延展性指标有几种，例如，有扭转试验中的直至达到破 断的扭转次数、或扭转试验中钢线的长度方向产生的裂纹(层离)的发生的有无。在钢线 的高强度化中伴有的延展性下降成为大的课题，对此进行抑制是重要的。此外，还发现高强 度钢线因室温时效(20°C 40°C，几天 几年)而使特性劣化的现象，因此良好的延展性实 质上不因时效而降低也是重要的。高强度钢线一般通过采用拉模等对具有珠光体组织的线材进行拉丝加工来制造。 通过该加工，珠光体薄层间隔减小，此外，通过向铁素体相中导入大量的位错，抗拉强度增 大。近年来，弄清楚了如果该拉丝变形变得非常大，则珠光体组织中的渗碳体微细化而分 解。但是，特别是因为组织微细，这些碳的存在位置及存在状态与机械性质的关系还没弄清 楚，特别是关于延展性劣化的原因，不明白的点很多。对于实际的高强度钢线，钢线内的组 织及局部的变形量在表面区域和中心区域未必相同，认为这也影响钢线的特性。为了谋求极细钢线的高强度化，需要增加最终铅浴淬火处理后的丝坯强度、或增 加最终的拉丝加工变形。可是，即使通过增加最终铅浴淬火处理后的丝坯强度、或拉丝加工 变形来谋求极细钢线的高强度化，如果强度超过4500MPa，延展性的降低也显著，实用化非 常困难。与此相对，作为延展性降低小的高强度化手段的以往的见识，例如，在专利文献1、 专利文献2及专利文献3中，分别提出了规定C、Si、Mn、Cr等化学成分的高强度、高延展性 的极细丝用高碳钢线材。可是，从上述公报中公开的实施例中得知，钢线的抗拉强度最大也 为3500 3600MPa，极细钢线的高强度化具有界限。此外，在专利文献4中，提出了控制化学成分和非金属夹杂物组织及初析渗碳体 的面积百分率的高强度钢高韧性钢线材。另外，在专利文献5中公开了控制钢化学成分和 最终拉模的断面收缩率的高强度钢高韧性极细钢线的制造方法。可是，即使用这些技术，也 不可能实现抗拉强度为4500MPa以上并具有高延展性的极细钢线。此外，还有钢帘线的特性受珠光体组织中的铁素体相中的碳浓度影响的其它见 识，公开了通过规定它们的浓度来提高强度与延展性的平衡的方针。例如，在专利文献6中，通过规定钢线中的碳浓度，可得到良好的特性。在专利文献7中，公开了通过对热处理 进一步下工夫，实现优选的碳状态，得到良好的特性的方法。另外在专利文献8中，通过规 定钢线中的碳浓度和薄层间隔，可得到良好的特性。可是，上述方法全部没有谈及钢线最 外层(从表面到2μπι深的区域)的碳状态。这是因为用当时的技术不能进行实测(及控 制)。此外，在专利文献9中对碳浓度的不均勻进行了规定。另外，在专利文献10中，对 影响碳浓度的不均勻的薄层间隔的差异的程度进行了规定。但是，这些方法论述了整体的 不均勻，但不是规定特定的部位的碳浓度。另一方面，专利文献11中示出了通过规定钢线 表层部和钢线中心部中的铁素体相中的C浓度比，可得到良好特性的钢线及钢线的制造方 法。可是，其至多是作为中心部和表层部的相对值的规定，没有规定作为明确的指标的绝对 值。此外，实测在距离表面ΙΟμπι以上的内部进行，从表面到2μπι的区域(最外层)中的 C浓度没有被控制。另一方面，关于钢线最外层的残留应力，在专利文献12及专利文献13中，从疲劳 性及耐纵向裂纹性的观点出发规定了残留应力的范围。但是，残留压缩应力虽然优选，但其 值的绝对值小，还没有对用于得到非常优良的延展性和强度的平衡的范围进行规定。另外， 关于与最外层的碳状态的关系，还没有公开的例子。承担高强度极细钢线的延展性的是铁素体相的延展性，只要维持铁素体相的延展 性，即使在高强度下也能确保延展性。可是，如果拉丝加工变形增加，通常渗碳体分解，C原 子向铁素体相中扩散，使铁素体相中的碳浓度增加。在非专利文献1中，描述了在冷轧钢板 中，在增加铁素体相中的碳浓度的情况下，在拉伸试验中产生铁素体相中的位错被碳粘着 的动态应变时效，引起显著的延展性降低。 在钢线的拉丝加工时，尽管通过极大地增大拉丝加工量，利用现有技术也可谋求 拉力的高强度化，但是不能回避延展性降低的问题。本发明以上述现状为背景，提供一种具有4500MPa以上的高强度、且延展性优良的高强度钢线，特别是高强度极细钢线。本发明为解决上述课题采取了以下的手段。(1)本发明的第1形态是一种钢线，其含有C :0. 7 1.2质量％、Si :0. 05 2. 0 质量％、Mn :0. 2 2. 0质量％的化学成分，剩余部分含有！^及不可避免的杂质，其中，所述 钢线具有珠光体组织，所述钢线的最外层的铁素体相中心部的平均C浓度为0. 2质量％以 下，所述最外层的钢线长度方向的残留压缩应力为600MPa以上。(2)在上述(1)所述的钢线中，也可以再含有下述成分中的1种以上的化学成分 Cr 0. 05 1. 0 质量％、Ni :0. 05 1. 0 质量％、V :0. 01 0. 5 质量％、Nb :0. 001 0. 1 质 量％、] 0 0. 01 0. 1 质量％、B :0. 0001 0. 01 质量％。(3)上述⑴或⑵所述的钢线也可以是具有4500MPa以上的抗拉强度的高强度 极细钢线。(4)上述(3)所述的高强度极细钢线也可以是钢帘线。(5)上述(3)所述的高强度极细钢线也可以是钢线锯。(6)本发明的第2形态是具有4500MPa以上的抗拉强度的钢线的制造方法，其中， 其具备下述工序铅浴淬火工序，对含有C :0. 7 1. 2质量％、Si :0. 05 2. 0质量％、Mn 0. 2 2. 0质量％的化学成分、剩余部分含有！^及不可避免的杂质的钢线进行铅浴淬火处 理，生成珠光体组织；拉丝工序，将所述钢线的最外层的所述珠光体组织中的铁素体相中心 部的平均C浓度控制在0. 2质量％以下，对所述钢线进行拉丝；和残留应力赋予工序，对所 述钢线赋予600MPa以上的残留压缩应力。本发明的钢线由于可控制具有珠光体组织的钢线的最外层的铁素体相中心部的 碳浓度，且赋予残留压缩应力，因此能够发挥高的强度和延展性。此外，可提供具有充分的延展性和抗拉强度的高强度钢线。
图1是表示对4500MPa以上的极细钢线的表面的铁素体相中心部的平均C浓度、 表面残留应力和延展性的关系所调查的结果的图。图2A是表示从极细钢线的表面取出1 μ m内部区域的针试样的方法中的块切出工 序的图。图2B是表示将该块固定在针台座上的工序的图。图2C是表示利用聚焦离子束(FIB)装置加工得到的该块的图。图2D是从上部观察该块的图。图2E是从上部观察通过对该块进行FIB加工得到的针试样的图。图2F是横向观察该针试样的图。图3是表示通过三维原子探针法(3DAP)测定的C分布和铁素体相中心部的C浓 度的图。
具体实施例方式本发明人等对高强度钢线的延展性的支配因素进行了多种解析，结果新发现强 加工得到的拉丝珠光体组织中的、钢线最外层的铁素体相中的碳(以下表示为C)浓度和钢线最外层的钢线长度方向的残留应力对钢线延展性有较大影响。认为这是因为在弯曲或扭 转中，钢线最外层与内部相比被施加更强的应力，从而成为破裂的起点。调查最外层的残留 应力的方法以前就有，但高精度地测定距钢线表面2 μ m以内的钢线的最外层的铁素体相 中的C浓度的方法还没有。这回开发了该方法，调查了与特性的关系，结果发现通过以钢 线最外层的铁素体相中的C浓度达到规定值以下，且同时钢线长度方向的残留应力成为压 缩应力、该压缩应力达到特定值以上的方式进行控制，可使极细钢线的强度和延展性的平 衡大幅度改善。另一方面，钢线最外层相对于钢线内部接受更严格的加工，接受摩擦发热等引起 的剧烈的温度变化。所以，成为与钢线内部明显不同的组织及状态。所以，渗碳体分解更加 进展，最外层的铁素体相中的C浓度与钢线内部的铁素体相中的C浓度相比，通常显示高的 浓度。由于钢线最外层与特性最密切相关，因此判明通过对最外层的组织等进行控制，大 多能够实现强度和延展性的平衡优良的钢线。高强度钢线一般可通过采用拉模等对具有珠光体组织的线材强化实施高拉丝加 工来得到。在制造这样的高强度钢线时，由于高拉丝加工时发生的高拉丝变形，产生珠光体 组织中的渗碳体微细化而分解，C溶入铁素体相中的现象。本发明人等将能够测定微细化区域的C的局部浓度的三维原子探针法(以下表示 为3DAP)和本次初为可能的从钢线最外层的针试样制作技术组合，详细调查了钢线中的所 有部位的铁素体相中的C浓度和钢线的强度及延展性的关系。其结果是，查明特别是在钢 线表层部的铁素体相中的C浓度高时、或者在相同的最外层的残留应力在钢线长度方向拉 伸或弱压缩时，延展性显著降低(参照图1)。也就是说，为了确保充分的延展性，需要同时满足钢线最外层的碳状态和残留应 力都在适当的范围。基于这样的见识，这次新开发了调查钢线最外层的C局部浓度的方法， 首次发现可调查钢线最外层的碳状态。从上述见识，得出如下结论为了实现确保了充分的延展性的高强度钢线，需要使 钢线最外层的铁素体相中心部的平均C浓度在特定值以下，另外将表面的钢线长度方向的 残留应力设为足够大的压缩应力。此外，本发明人等利用各式各样的制法制作了具有4500MPa以上的抗拉强度的试 样，调查了抗拉强度及延展性与表面的珠光体组织的铁素体相中心部的平均C浓度和表面 的残留应力的关系。利用3DAP测定了钢线最外层的铁素体相中心部的平均C浓度，用X射 线衍射法调查了残留应力。利用拉伸试验机进行了抗拉强度测定，利用扭转试验机进行了 延展性评价之一的扭转试验。作为延展性指标测定了直到破断的扭转次数。图1示出了对钢线表面下1 μ m的位置处的铁素体相中心部的平均C浓度及钢线 最表层的钢线长度方向的残留应力与用扭转试验中的直至达到破断的扭转次数表示的延 展性的关系进行调查的结果。这里，用白圈(延展性良好)表示扭转次数为20次以上的试 样，另外用白四方形(延展性非常良好)表示扭转次数为25次以上的试样。此外，用黑三 角(延展性不良)表示扭转次数低于20次的试样。具有4500MPa以上的抗拉强度、延展性 良好的钢线只在钢线最外层的铁素体相中心部的平均C浓度为0. 2质量％以下、且残留应 力为-600MPa以下的大的压缩时被观察到。另外，延展性非常好的钢线只在铁素体相中心 部的平均C浓度为0. 1质量％以下、且残留应力为_600MPa以下的强的压缩应力时被观察到。根据以上的结果，为了实现高强度、且充分的延展性，钢线最外层的铁素体相中心 部的平均C浓度优选为0. 2质量％以下，更优选为0. 1质量％以下，而且钢线最外层的钢 线长度方向的残留应力优选达到_600MPa以下，更优选达到_700MPa以下。平均C浓度越 低越优选，但最终铅浴淬火材料的珠光体组织的铁素体相中心部的碳浓度为原理上最低的 碳浓度。所以，也可以将最外层的铁素体相中心部的平均C浓度的下限值设定在0.0001质 量％。另一方面，残留压缩应力的最高值原理上相当于钢线的屈服应力，但实质上也可以规 定为-3000MPa。施加比此大的压缩应力导致成本显著增加，不实用。这里，所谓钢线最外层，表示除去镀膜相或表面的异质相的从表面至深度2μπι以 内的区域。此外，所谓钢线最外层的珠光体组织的铁素体相中心部，指的是包含从铁素体相 的中心面的位置在两侧到铁素体相的宽度的1/4的距离的区域(铁素体相的宽度的一半的 区域)。基于上述发现的本发明的一实施方式的钢线是含有0. 7 1. 2质量％的C、 0. 05 2. 0质量％的Si、0. 2 2. 0质量％的Mn，剩余部分含有!^e及不可避免的杂质的钢 线。该钢线的特征在于，具有拉丝加工过的珠光体组织，最外层的铁素体相中心部的平均C 浓度为0.2质量％以下，所述钢线的最外层的钢线长度方向的残留压缩应力为600MPa以 上。以下，详细描述其限定理由。再有，以下中示出的“％”，只要不作特别说明，就表示“质 量％”。C =C具有提高铅浴淬火处理后的抗拉强度的增加及拉丝加工硬化率的效果，可通 过更小的拉丝加工变形来提高抗拉强度。在C含量为0.7%以下时，难以实现作为本发明目 标的高强度钢线，另一方面，如果C含量超过1.2%，则在铅浴淬火处理时初析渗碳体向奥 氏体晶界析出，拉丝加工性劣化，成为拉丝加工中的断丝的原因。因此，将C含量的范围规 定为0. 7 1. 2%。Si =Si使珠光体中的铁素体相强化，此外用于钢的脱氧也是有效的元素。在Si含 量低于0. 05%时，不能期待上述效果；另一方面，如果Si含量超过2%，则容易产生对拉丝 加工性有害的硬质的S^2系夹杂物。因此，将Si含量的范围规定为0. 05 2. 0%。Mn =Mn不仅对于脱氧、脱硫是必要的，而且用于提高钢的淬火性、提高铅浴淬火处 理后的抗拉强度也是有效的元素。可是，在Mn含量低于0.2%时得不到上述效果 ’另一方 面，如果Mn含量超过2. 0%，则上述效果饱和，而且铅浴淬火处理时的至珠光体相变结束的 处理时间过长，使生产率降低。因此，将Mn含量的范围规定为0. 2 2. 0%。上述的本发明的一实施方式的钢线基于以下的理由也可以再含有Cr、Ni、V、Nb、 Mo、B中的1种以上。Cr =Cr使珠光体的渗碳体相的间隔微细化，提高铅浴淬火处理后的抗拉强度，同 时提高拉丝加工硬化率。但是，在Cr含量低于0.05%时，上述作用的效果小；另一方面，如 果Cr含量超过1.0%，则铅浴淬火处理时的珠光体相变结束时间延长，使生产率降低。因 此，优选将Cr含量规定在0. 05 1.0%的范围。Ni =Ni具有使铅浴淬火处理时相变生成的珠光体成为拉丝加工性良好的珠光体 的作用，在M含量低于0. 05%时得不到上述效果，即使超过1. 0%，与添加量相应的效果也 小。因此，优选将Ni含量规定在0.05 1.0%的范围。
V =V具有使珠光体的渗碳体相的间隔微细化，提高铅浴淬火处理时的抗拉强度的 效果，但此效果在V含量低于0. 01%时不充分；另一方面，如果V含量超过0. 5%则效果饱 和。因此，优选将V含量规定在0.01 0.5%的范围。Nb =Nb与V同样，具有使渗碳体相的间隔微细化，提高铅浴淬火处理时的抗拉强度 的效果，但在Nb含量低于0. 001%时其效果不充分；另一方面，如果Nb含量超过0. 则效 果饱和。因此，优选将Nb含量规定在0.001 0. 的范围。Mo =Mo与V同样，具有使渗碳体相的间隔微细化，提高铅浴淬火处理时的抗拉强度 的效果，但在Mo含量低于0. 01%时其效果不充分；另一方面，如果Mo含量超过0. 则效 果饱和。因此，优选将Mo含量规定在0.01 0. 的范围。B :B以BN的形式固定N，具有防止由N引起的时效劣化的作用效果，为了充分发挥 此效果，需要使钢材中的B含量含有0. 0001%以上。另一方面，即使以超过0.01%的方式添 加钢材中的B含量，其效果也饱和，其以上的B含有成为提高制造成本的原因，因此是不优 选的。基于此理由，在本发明中，在钢材中含有B的情况下，优选将B含量规定在0. 0001 0.01%的范围。其它元素没有特别的限定，但作为以杂质含有的元素，P :0. 015%以下、S: 0.015%以下、N :0. 007%以下是优选的范围。此外，如果Al超过0.005%，则容易生成钢中 夹杂物中最硬的Al2O3系夹杂物，成为拉丝加工或捻丝加工时的断丝原因，因此0. 005%以 下是优选的范围。此外，除了上述元素以外，也可以含有在制造工序等中不可避免地混入的杂质，但 优选尽量不混入杂质。为了使强加工得到的极细丝的拉丝珠光体组织中的、钢线最外层的铁素体相中心 部的平均C浓度在0. 2质量％以下、且赋予足够量的残留压缩应力，最有效的是在最终铅浴 淬火处理以后的制造工序中，从下述的A组、B组、C组中分别采用各一种制法。假设即使采 用3种制法，也偏于一个组，在不采用所有组的制法时，得不到良好的效果。此外，在从相同 组采用两种时，反而有时特性降低。即使采用所有组的制法，再从某一组采用另一种制法， 也得不到那样的效果。这是因为，属于相同组的制法基本上提供类似的效果，相反在增加不 同的制法的情况下，有抵消效果的可能性。所以如前所述，优选从各组采用各一种制法。(A组制法)Al 在最终阶段加入1次、优选多次表皮光轧工序。作为重要制法之一的表皮光轧拉丝是与通常的拉丝的断面收缩率(10%以上)相 比以特别小的断面收缩率拉丝的方法。作为该断面收缩率，优选为 6%，更优选为 2^-5 ^在断面收缩率低于1 %时，难以对钢线的表层整体施加加工；此外在超过7%时， 加工量过大，不能得到优选的表面的残留压缩应力或铁素体相中的碳浓度。该表皮光轧拉 丝也可以以单模方式单独地进行，此外也可以以双模方式与通常拉丝同时进行。通过在最 终阶段加入1次、优选多次断面收缩率为 6%的表皮光轧工序，能够对钢线表面外加 压缩的残留应力，同时能够使表面的薄层结构更均勻。通过对该表面外加适当的残留压缩 应力和除去粘着在位错上的碳的效果，容易降低碳的局部固溶量，抑制最外层的渗碳体分 解。A2 在拉丝加工后进行喷丸硬化。
喷丸硬化是在特定的压力下，在特定的时间对钢线整体照射特定尺寸的球形的喷 丸，只在钢线的表面区域制作加工层或变形层的方法。喷丸硬化例如为空气投射式，空气压 力优选为4 5X IO5Pa,时间优选为5 10秒，喷丸球形优选为10 100 μ m。对钢线表 面整体进行足够量的照射是有效的。通过在拉丝加工后进行喷丸硬化，可对钢线表面赋予压缩的残留应力，同时使表 面的薄层结构更加均勻。通过对该表面外加适当的残留压缩应力和除去粘着在位错上的碳 的效果，降低碳的局部固溶量，抑制最外层的渗碳体分解。(B组制法)Bl 以拉丝速度为200m/分钟以下、优选50m/分钟以下的低速拉丝进行最终阶段
的拉丝。通过进行低速拉丝，能够减小由摩擦或塑性变形产生的加工发热量，由此能够抑 制珠光体组织中的渗碳体的分解，能够减少向铁素体相中扩散的碳量。B2 在拉丝加工道次间实施0. 5秒 5分钟的40 400°C的温度的加热处理，更 优选以100 300°C的温度实施1秒 3分钟。拉丝加工产生的丝温度瞬间上升并立即下降。与此不同，通过在拉丝加工道次间 实施适当温度的加热处理，能够使在拉丝加工中因渗碳体分解而溶入铁素体相中的过饱和 的碳，通过道次间的加热处理从铁素体相排出来，使铁素体相中的C浓度降低，同时还能够 使不需要的点缺陷(原子空位等)及位错消失。由此，可恢复延展性，进行高变形量的加工， 也就是说可使铁素体相间隔微细化。但是，该处理不是在所有的拉丝加工道次间实施，只在 特定道次间实施是有效的。B3:在包含表皮光轧的最终阶段及紧邻其之前的拉丝工序中，采用拉模变形锥为 8 12°、动摩擦系数为0. 1、优选为0. 05以下的拉模。通过采用拉模变形锥小、并且动摩擦系数小的拉模，可抑制拉丝加工时的摩擦发 热，并对因最外层的温度上升使渗碳体分解导致的铁素体相中的C浓度的增加进行抑制。 在接近最终阶段的工序中采用此手段是有效的。(C组制法)Cl 在拉丝加工后，实施0. 1分钟 M小时的60 300°C的加热保持，更优选以 180 260°C实施20秒 15分钟。通过拉丝加工中或加工后的时效，使因渗碳体分解而溶入铁素体相中的过饱和的 碳排出，使铁素体相中的碳浓度降低。但是，在此温度过高时，形成球状渗碳体或过渡碳化 物；在温度过低时效果减小。需要根据钢材种类、拉丝条件设定在适当的温度。C2 在除去最终阶段前的3段的拉丝加工中加入1次、优选多次的20%以上的大 断面收缩率的工序。通过加入1次、优选多次的20%以上的大断面收缩率的工序，能够不使拉丝变形 偏于表面而使变形均勻地进入到内部。在最终阶段前的3段之前进行此工序是有效的。关于钢线中的铁素体相中的C浓度，可用三维原子探针法(3DAP)准确地进行测 定。但是，以往，不能测定钢线的最外层的拉丝珠光体中的铁素体相中的C浓度。通过开发 采用聚焦离子束(FIB)装置从钢线表面切制小片、用FIB对其进行加工、从而制作针试样的 技术，已能够高精度地测定最外层的碳浓度。
固溶C浓度有时因铁素体相中的位置不同而显示不同的值，因此需要注意。在渗 碳体分解，C扩散到铁素体相中时，通常，铁素体相/渗碳体相的界面位置上的C浓度高，在 铁素体相中心位置的值最小。在本实施方式中，对包含从铁素体相的中心面的位置在两侧 到铁素体相的宽度的1/4的距离的区域(铁素体相的宽度的一半的区域)的平均C浓度进 行规定。通过用3DAP进行分析，可对包含铁素体相/渗碳体相的界面的铁素体相中的C浓 度进行测定，因此可通过从测定数据在要调查的区域中选择特定的尺寸的箱形(box)，并切 下来，从而来计算箱形内的C原子和总原子的比率，以原子％计求出铁素体相中的C浓度。 通过将其乘以12/56能够换算成质量％。对多个铁素体相中心部进行如此的测定，求出平 均值，将其作为铁素体相中心部的平均C浓度。作为一例子，在图2A 图2F中，分别示出了用于测定从钢线表面到1 μ m内部的 铁素体相中心部的C浓度的针试样的利记博彩app，图3中分别示出了采用制作的针试样，通过 3DAP测定的C分布和铁素体相中心部的C浓度。为了制作从钢线表面到1 μ m内部的区域的针试样，例如如图2A所示，从钢线表面 区域，用FIB切下一侧包含钢线表面的棒状的块。例如利用钨等的蒸镀(沉积)，如图2B所 示将该块固定在针台座上。如图2C所示，通过FIB加工该块使顶端部变细。图2D是从上 部观察加工后的块的图，得知顶端部为包含钢线表面的棒状。然后，通过从上部照射环状的 离子束，将顶端部加工成针状。图2F是横向观察如此制作的针试样的图。如图2E所示，以 相当于从钢线表面到1 μ m内部的方式制作针顶端位置。通过采用这样的针试样制作技术， 能够制作钢线最外层的针试样。此外，在图3中，颜色浓的部分表示C浓度高，颜色浅的部分表示C浓度低。所以， 颜色浓的带状的区域表示接受拉丝加工的渗碳体相，它们中间的颜色浅的区域表示接受拉 丝加工的铁素体相。铁素体相中也显示出固溶有C的样子。如图所示，通过从铁素体相的中心位置切制箱形，通过用该箱形中包含的C原子 数除以箱形中的总原子数，能够估算铁素体相中心部的碳浓度。在该例子中，C浓度为0. 18 质量％。铁素体相中心部位于两个渗碳体相的中间部，相当于包含从铁素体相的中心面的 位置在两侧到铁素体相的宽度的1/4的距离的区域(铁素体相的宽度的一半的区域)。铁素体相的宽度根据加工量或试样的部位不同未必是固定的，在窄的部分也存在 IOnm以下的区域。如果箱形位置中包含渗碳体区域，则比铁素体相中的真正的C浓度高。 所以，分析的箱形位置设为铁素体相中心部，箱形宽度设为铁素体相的宽度的一半。此外， 作为平均C浓度的估算，为5个以上、优选10个以上的不同的铁素体相中心部的C浓度的 测定值的平均值。关于钢线最外层的残留应力，例如，能够用X射线衍射法高精度地测定。特别是， 能够采用可测定局部区域的微小区域X射线衍射装置，利用德拜环拟合法准确地进行测 定。该方法是将钢线的晶粒的反射作为德拜环进行拟合，从德拜环的变形调查残留应力的 大小方向的方法。从X射线的渗透深度确定包含表面的深度区域。例如在X射线源为Cr 时，可得到表面几微米深度的估算值。此外，作为调查钢线表面的残留应力的其它方法，有 随时溶解法(海恩法)。这是通过对将要调查的最外层溶解前后的钢线的长度的差异进行 测定来调查钢线长度方向的残留应力的方法。这些方法都能够高精度地求出结构发达的高强度钢线的残留应力。实施例以下，通过实施例更具体地对本发明的实施可能性及效果进行说明。在通过热轧使具有表1所示的化学组成的供试材料达到规定的丝径后，采用铅浴 进行铅浴淬火处理、拉丝加工，以抗拉强度达到4500MPa以上的方式，制作丝径为0. 04 0. 40mm的具有镀黄铜的由拉丝珠光体组织构成的高强度极细钢线。镀黄铜在进行了最终铅 浴淬火处理后的酸洗之后实施。表2中示出极细钢线的拉丝加工实际变形、制造方法、丝径、钢线最外层的铁素体 相中心部的平均C浓度、钢线最外层的残留应力、抗拉强度及扭转试验中的至破断的扭转 次数。在表2中，用显示上述内容的符号表示制造方法。关于扭转试验，以试验片的两端丝 径的100倍的夹紧间隔固定，调查了直到破断的扭转次数。将抗拉强度为4500MPa以上、扭 转次数为20次以上的钢线评价为延展性良好，将扭转次数为25次以上的钢线评价为延展 性非常良好。关于钢线最外层的铁素体相中的C浓度，采用上述的方法，利用3DAP测定了 表面Iym位置，利用上述的德拜环拟合法测定了钢线最外层的钢线长度方向的残留应力。 残留应力为负时表示压缩应力，为正时表示抗拉应力。[表 1]
权利要求
1.一种钢线，其含有C :0. 7 1. 2质量％、Si 0. 05 2. 0质量％、Mn :0. 2 2. 0质 量％的化学成分，剩余部分含有狗及不可避免的杂质，其特征在于，所述钢线具有珠光体组织，所述钢线的最外层的铁素体相中心部的平均C浓度为0. 2质量％以下， 所述最外层的钢线长度方向的残留压缩应力为600MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢线，其特征在于，其还含有下述成分中的1种以上的化学成分Cr 0. 05 1. 0 质量％、 Ni 0. 05 1. 0 质量％、 V 0. 01 0. 5 质量％、 Nb 0. 001 0. 1 质量％、 Mo 0. 01 0. 1 质量％、 B 0. 0001 0. 01 质量％。
3.根据权利要求1或2所述的钢线，其特征在于，所述钢线是具有4500MPa以上的抗拉 强度的高强度极细钢线。
4.根据权利要求3所述的钢线，其特征在于，所述高强度极细钢线是钢帘线。
5.根据权利要求3所述的钢线，其特征在于，所述高强度极细钢线是钢线锯。
6.一种钢线的制造方法，其是具有4500MPa以上的抗拉强度的钢线的制造方法，其特 征在于，其具备下述工序铅浴淬火工序，对含有C :0. 7 1. 2质量％、Si :0. 05 2. 0质量％、Mn :0. 2 2. 0质 量％的化学成分、剩余部分含有狗及不可避免的杂质的钢线进行铅浴淬火处理，生成珠光 体组织；拉丝工序，将所述钢线的最外层的所述珠光体组织中的铁素体相中心部的平均C浓度 控制在0. 2质量％以下，对所述钢线进行拉丝；和残留应力赋予工序，对所述钢线赋予600MPa以上的残留压缩应力。
全文摘要
本发明提供一种钢线，其含有C0.7～1.2质量％、Si0.05～2.0质量％、Mn0.2～2.0质量％的化学成分，剩余部分含有Fe及不可避免的杂质，所述钢线具有珠光体组织，所述钢线的最外层的铁素体相中心部的平均C浓度为0.2质量％以下，所述最外层的钢线长度方向的残留压缩应力为600MPa以上。
文档编号C22C38/58GK102066599SQ201080001860
公开日2011年5月18日 申请日期2010年4月21日 优先权日2009年6月22日
发明者儿玉顺一, 小坂诚, 樽井敏三, 铃木环辉, 高桥淳 申请人:新日本制铁株式会社