專利名稱：高強(qiáng)度直接鉛淬火線材料及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及能夠制造在高強(qiáng)度PC鋼絲、PWS鋼絲、琴鋼絲、鋼絲繩、軟管鋼絲、輪胎鋼絲、控制索、釣魚線、斷焊絲、鋼絲鋸等當(dāng)中使用的高強(qiáng)度鋼絲的線材及其制造方法。
背景技術(shù)：
一般鋼絲繩等當(dāng)中使用的由含0.6％以上碳的高碳鋼制成的鋼絲，先要經(jīng)過(guò)熱軋加工成直徑5～16mm，然后經(jīng)控制冷卻調(diào)整組織，制成線材。一般將其卷取成線卷狀進(jìn)行搬運(yùn)。
例如，在特開昭60-204865號(hào)公報(bào)中，揭示了通過(guò)將Mn含量限定在不足0.3％以抑制鉛淬火后發(fā)生過(guò)冷組織、同時(shí)限定C、Si、Mn等元素量而得到的、絞線時(shí)斷絲少的高強(qiáng)度高韌性延性的極細(xì)絲和鋼絲繩用高碳鋼線材，另外，在特開昭63-24046號(hào)公報(bào)中，揭示了通過(guò)將Si含量取為1.00％以上以提高鉛淬火材的抗拉強(qiáng)度而得到的、拉絲加工率小的高韌性高延性極細(xì)絲用線材。
按照這樣的高強(qiáng)度所使用的線材，因在表面造成的缺陷，在拉絲工序中容易引起斷絲。因此，在輸送中或?qū)€卷進(jìn)行處理時(shí)，要設(shè)法盡可能不造成缺陷。但是，這種努力也是有限度的，因此對(duì)不因缺陷造成斷絲的線材提出了需求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明就是為了解決上述課題，提供了一種降低對(duì)熱軋線材搬運(yùn)或二次加工過(guò)程中發(fā)生的缺陷的感受性的、抗缺陷的線材。
本發(fā)明的要點(diǎn)如下。
(1)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的維氏硬度為Hv390以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
(2)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的平均含碳量是全斷面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
(3)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的維氏硬度為Hv390以下，而且上述層的平均含碳量是全斷面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
(4)上述(1)～(3)任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述層內(nèi)的平均薄片間距離為95nm以上。
(5)上述(1)～(3)任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述高碳鋼的鋼成分以質(zhì)量％計(jì)為，C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，其余由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
(6)上述(1)～(3)任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述高碳鋼的鋼成分以質(zhì)量％計(jì)含有C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，還含有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％中的一種或2種以上。
(7)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在850℃以上的溫度終結(jié)上述熱軋，在15秒鐘以內(nèi)冷卻到750～830℃，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
(8)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在750～830℃的溫度下終結(jié)上述熱軋，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
(9)上述(8)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行上述熱軋，然后在15秒鐘以內(nèi)在750～830℃的溫度下卷取，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中。
(10)上述(8)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行風(fēng)冷以代替上述在400～570℃的熔融鹽浴中浸漬，使珠光體相變終結(jié)。
(11)高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上、并且由其表面到至少300μm的層的平均含碳量為全斷面的平均含碳量0.97倍以下的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在750℃以上的溫度終結(jié)上述熱軋，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
(12)上述(11)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行上述熱軋，然后在750～900℃的溫度下卷取，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中。
(13)上述(11)或(12)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行風(fēng)冷以代替上述在400～570℃的熔融鹽浴中浸漬，使珠光體相變終結(jié)。
實(shí)施本發(fā)明的最佳方式首先對(duì)鋼組成的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。成分全部為質(zhì)量％，與重量％同義。
C是對(duì)強(qiáng)化有效的元素，為了得到高強(qiáng)度的鋼絲，必須將C量取為0.7％以上，但過(guò)高時(shí)易析出先共析滲碳體，使延性降低，而且拉絲性變差，因此將上限取為1.2％。
Si是鋼脫氧的必要元素，其含量過(guò)少時(shí)，脫氧效果不充分，因此添加0.1％以上。另外，Si在熱處理后固溶在形成的珠光體中的鐵素體相中，使鉛淬火后強(qiáng)度提高，但另一方面對(duì)熱處理性有害，因此取為1.5％以下。
Mn為了確保鋼的淬火性，必須添加0.1％以上的Mn。但是，添加多量的Mn也會(huì)使熱浸鍍鋅時(shí)的延性回復(fù)變慢，因此取為1.0％以下。
Cr的添加是為了提高鉛淬火后的強(qiáng)度和拉絲加工后的強(qiáng)度。因此，Cr的添加量取為可達(dá)到該效果的0.1％以上、以及不會(huì)因鉛淬火時(shí)的相變延遲造成熱處理性變差的0.5％以下。
V的添加也是為了提高鉛淬火后的強(qiáng)度和拉絲加工后的強(qiáng)度。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.001％以上，添加過(guò)量時(shí)，相變顯著變慢，使生產(chǎn)率受到影響，因此取為0.1％以下。
Ni的添加也是為了提高鉛淬火后的強(qiáng)度和拉絲加工后的強(qiáng)度。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.05％以上，添加過(guò)量時(shí)，相變顯著變慢，使生產(chǎn)率受到影響，因此取為1.0％以下。
Mo的添加也是為了提高鉛淬火后的強(qiáng)度和拉絲加工后的強(qiáng)度。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.1％以上，添加過(guò)量時(shí)，珠光體相變顯著變慢，使生產(chǎn)率降低，因此取為不造成該影響的0.5％以下。
Cu的添加是為了提高耐腐蝕疲勞特性。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.05％以上，添加過(guò)量時(shí)，珠光體相變顯著變慢，使生產(chǎn)率降低，因此取為不造成該影響的0.8％以下。
W的添加也是為了提高耐腐蝕疲勞特性。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.05％以上，添加過(guò)量時(shí)，珠光體相變顯著變慢，使生產(chǎn)率降低，因此取為不造成該影響的0.8％以下。另外這些元素復(fù)合添加時(shí)更能發(fā)揮效果。
通過(guò)微量添加(0.0005～0.01％)其它La、Ce，能夠提高耐腐蝕疲勞特性。
Al的添加是為了使珠光體薄片的尺寸變得微細(xì)。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.001％以上。添加量超過(guò)0.06％時(shí)Al2O3等硬質(zhì)夾雜物增加，使拉絲加工性降低。
B的添加是為了使珠光體薄片的尺寸變得微細(xì)。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.0005％以上。添加量過(guò)多時(shí)，使恒溫相變延遲，易產(chǎn)生硬質(zhì)的微細(xì)馬氏體，因此取為0.06％以下。
Ti的添加是為了使珠光體薄片的尺寸變得微細(xì)。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.001％以上。添加量過(guò)多時(shí)，使恒溫相變延遲，易產(chǎn)生硬質(zhì)的微細(xì)馬氏體，因此取為0.06％以下。
Nb的添加是為了使珠光體薄片的尺寸變得微細(xì)。添加時(shí)，取為表現(xiàn)出該效果的0.001％以上。添加量過(guò)多時(shí)，使恒溫相變延遲，易產(chǎn)生硬質(zhì)的微細(xì)馬氏體，因此取為0.06％以下。
P因偏析容易生成脆化組織，S則是易形成夾雜物的元素，因此希望分別取為不良影響小的0.02％以下。
以下對(duì)本發(fā)明的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
調(diào)整成上述鋼成分的鋼，熔煉后被連續(xù)鑄造成大型方坯或中小型方坯。制成大型方坯的鋼由方坯初軋機(jī)熱軋成中小型方坯。中小型方坯在線材加熱爐中以1000℃至1200℃加熱，使鋼的組織成為奧氏體。為了在熱軋中不要降低到奧氏體化溫度以下，有必要將該溫度加熱到至少900℃以上。另外，加熱過(guò)度時(shí)，軋制的精軋溫度變高，會(huì)促進(jìn)奧氏體晶粒的生長(zhǎng)，因此取1200℃以下的溫度。然后，熱軋被加熱的方坯，成為直徑4～16mm的形狀，在800℃以上的溫度終結(jié)熱軋。
此時(shí)，將精軋溫度取為850℃以上的場(chǎng)合，為使線材表層附近的奧氏體晶粒直徑變小，有必要立刻進(jìn)行冷卻，在15秒鐘以內(nèi)將卷取溫度調(diào)整到750℃至830℃之間。在15秒鐘以上時(shí)，易引起晶粒生長(zhǎng)，因此應(yīng)在至少15秒鐘以內(nèi)進(jìn)行調(diào)整。
另外，因?yàn)槔鋮s后的溫度未滿750℃時(shí)開始相變，使不均一度過(guò)大，反而使拉絲加工性降低，所以取為750℃以上。另外，超過(guò)830℃時(shí)，表層的奧氏體組織變大，使得將表面到至少300μm以內(nèi)的組織作成難于產(chǎn)生摩擦馬氏體的、薄片間距離95nm以上的組織變得困難。
然后，立刻浸漬到530℃～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)，從而將組織調(diào)整成為薄片間距離95nm以上的珠光體或維氏硬度Hv390以下。熔融鹽浴的溫度未滿530℃時(shí)，將薄片間距離作成95nm以上變得困難。而取570℃以上時(shí)強(qiáng)度過(guò)低，因此希望取為570℃以下。另外，將上述精軋溫度取為750～830℃的場(chǎng)合，采用精軋后立刻浸漬到400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)的工藝，也能得到有同樣特性的制品。此外，卷取后的冷卻采用風(fēng)冷、噴霧冷等也可得到同樣的效果。
接著，對(duì)缺陷帶入線材時(shí)導(dǎo)致斷絲的原因加以敘述。
帶入到線材上的缺陷的深度，大的為100μm程度。此時(shí)，之所以最影響斷絲，是因?yàn)閹肴毕輹r(shí)發(fā)生的熱在表層形成的硬質(zhì)馬氏體的存在。為了使引起斷絲的馬氏體的產(chǎn)生無(wú)害化，有必要將由表面到至少300μm的維氏硬度調(diào)整成Hv390以下，或者將由表面到至少300μm的層的平均薄片間距離調(diào)整為95nm以上。藉此，使帶入缺陷時(shí)形成的馬氏體不發(fā)生或薄到無(wú)害的程度。
此外，在本發(fā)明中，調(diào)整成上述鋼成分的鋼在熔煉后連續(xù)鑄造成大型方坯或中小型方坯。通過(guò)鑄造時(shí)在鑄型內(nèi)的結(jié)晶器的近旁添加純鐵使由表面到至少300μm的碳濃度成為平均碳濃度的0.97倍以下。超過(guò)0.97倍時(shí)，在用一般制造工藝即卷取溫度850℃以上卷取后、以400～530℃的溫度浸漬在熔融鹽浴中獲得珠光體組織的場(chǎng)合，不能使由表面到至少300μm范圍的維氏硬度在Hv390以下，或者平均薄片間距離在95nm以上。因而，有必要使由表面到至少300μm的碳量為斷面全體平均濃度的0.97倍以下。
實(shí)施例1
表1示出了試驗(yàn)用的本發(fā)明鋼的化學(xué)成分。另外將比較鋼的化學(xué)成分示于同一表1。用轉(zhuǎn)爐熔煉本發(fā)明鋼和比較鋼，然后經(jīng)連續(xù)鑄造鑄成500mm×300mm的大型方坯，再用熱軋軋成122mm方的小型方坯。然后以1100～1200℃加熱后，熱軋成直徑5.5mm至13mm的線材。
表2示出了以線材熱軋終結(jié)后的溫度為主的制造條件，同表2中示出了所得到的線材的表層的硬度和表層的薄片間距離。
本發(fā)明鋼1～15按照本發(fā)明調(diào)整鋼的化學(xué)成分和顯微組織。
比較鋼16，其鋼的成分與本發(fā)明鋼相同，熱軋中的精軋溫度為900℃，然后冷卻成850℃，比本發(fā)明鋼高。
比較鋼17，其鋼的成分與本發(fā)明鋼相同，熱軋中的精軋溫度和其后的卷取溫度處于本發(fā)明的范圍，但達(dá)到卷取溫度的冷卻慢，進(jìn)行的時(shí)間比本發(fā)明長(zhǎng)。
比較鋼18，其鋼的成分與本發(fā)明鋼相同，熱軋中的精軋后不進(jìn)行冷卻，卷取溫度達(dá)840℃，比本發(fā)明高。
比較鋼19，其鋼的成分與本發(fā)明鋼相同，但加熱溫度低，卷取溫度比本發(fā)明低。
比較鋼20，其鋼的成分與本發(fā)明鋼相同，加熱溫度高，但精軋時(shí)的冷卻強(qiáng)，卷取溫度比本發(fā)明低。
使用這些線材，人工賦與缺陷，測(cè)定缺陷下形成的馬氏體的厚度。另外，將這些線材的2噸線卷反復(fù)搬運(yùn)30次，使得叉車的鉤子與線材摩擦，然后調(diào)查拉絲過(guò)程中的斷絲次數(shù)。將這些結(jié)果示于表2。
按照本發(fā)明制造的1～15，馬氏體的厚度薄，顯示出斷絲次數(shù)少的良好結(jié)果。
另一方面，比較鋼11～13的馬氏體厚度厚，斷絲次數(shù)比本發(fā)明鋼高。而比較鋼14～15雖然馬氏體厚度薄，但表1所示的斷面收縮率低，表2所示的斷絲次數(shù)比本發(fā)明高。
表1本發(fā)明鋼的化學(xué)成分(mass％)

表2熱軋線材的加工工藝

DLP熔融鹽中鉛淬火DP風(fēng)冷鉛淬火實(shí)施例2表3示出了試驗(yàn)用的本發(fā)明鋼和比較鋼的化學(xué)成分。用轉(zhuǎn)爐熔煉本發(fā)明鋼和比較鋼，然后經(jīng)連續(xù)鑄造鑄成500mm×300mm的大型方坯，再用熱軋軋成122mm方的小型方坯。然后以1100～1200℃加熱后，熱軋成直徑5.5mm至13mm的線材。
表4示出了將由線材表面到300μm的碳濃度除以線材全斷面積平均碳量的碳量比、以及以熱軋終結(jié)后溫度為主的制造條件。
將所得線材的表層硬度和表層的薄片間距離示于同一表4。
本發(fā)明鋼1～15，按照本發(fā)明對(duì)鋼的化學(xué)成分和顯微組織進(jìn)行了調(diào)整。另一方面，比較例16、17其鋼的成分和軋制方法與本發(fā)明鋼相同，但碳量比比本發(fā)明鋼高。
使用這些線材，人工賦與缺陷，測(cè)定缺陷下形成的馬氏體的厚度。另外，將這些線材的2噸線卷反復(fù)搬運(yùn)30次，使得叉車的鉤子與線材摩擦，然后調(diào)查拉絲過(guò)程中的斷絲次數(shù)。將這些結(jié)果示于表4。
按照本發(fā)明制造的本發(fā)明鋼1～15，馬氏體的厚度薄，顯示出斷絲次數(shù)少的良好結(jié)果。另一方面，比較鋼16～17的馬氏體厚度厚，斷絲次數(shù)比本發(fā)明鋼高。
表3本發(fā)明鋼的化學(xué)成分(mass％)

表4熱軋線材的加工工藝

DLP熔融鹽中鉛淬火DP風(fēng)冷鉛淬火采用本發(fā)明，能夠容易地得到缺陷造成的斷絲少的高強(qiáng)度線材。
權(quán)利要求
1.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的維氏硬度為Hv390以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
2.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的平均含碳量是全斷面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
3.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，是含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼，由其表面到至少300μm的層的維氏硬度為Hv390以下，而且上述層的平均含碳量是全斷面的平均含碳量的0.97倍以下，藉此使上述層成為難以生成摩擦馬氏體組織的層。
4.權(quán)利要求1～3任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述層內(nèi)的平均薄片間距離為95nm以上。
5.權(quán)利要求1～3任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述高碳鋼的鋼成分以質(zhì)量％計(jì)為，C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，其余由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
6.權(quán)利要求1～3任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材，其特征在于，上述高碳鋼的鋼成分以質(zhì)量％計(jì)含有C0.7～1.2％，Si0.1～1.5％，Mn0.1～1.0％，還含有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％中的一種或2種以上。
7.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在850℃以上的溫度終結(jié)上述熱軋，在15秒鐘以內(nèi)冷卻到750～830℃，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
8.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在750～830℃的溫度下終結(jié)上述熱軋，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
9.權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行上述熱軋，然后在15秒鐘以內(nèi)在750～830℃的溫度下卷取，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中。
10.權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行風(fēng)冷以代替上述在400～570℃的熔融鹽浴中浸漬，使珠光體相變終結(jié)。
11.高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，將含碳量0.7質(zhì)量％以上、并且由其表面到至少300μm的層的平均含碳量為全斷面的平均含碳量0.97倍以下的高碳鋼在線材加熱爐中以1000～1200℃加熱后，進(jìn)行熱軋，使直徑成為4～16mm，在750℃以上的溫度終結(jié)上述熱軋，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中，使珠光體相變終結(jié)。
12.權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行上述熱軋，然后在750～900℃的溫度下卷取，然后立刻浸漬在400～570℃的熔融鹽浴中。
13.權(quán)利要求11或12所述的高強(qiáng)度直接鉛淬火線材的制造方法，其特征在于，進(jìn)行風(fēng)冷以代替上述在400～570℃的熔融鹽浴中浸漬，使珠光體相變終結(jié)。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種難以因搬運(yùn)處理等產(chǎn)生的缺陷為起因而造成斷絲的線材。本發(fā)明是高強(qiáng)度直接鉛淬火線材及其制造方法。該線材是由碳含量0.7%以上的高碳鋼制成的直徑4.0mm至16mm的直接鉛淬火線材,由其表面到至少300μm的層的碳量為全斷面平均碳量的0.97倍以下,維氏硬度為Hv390以下,上述層內(nèi)的平均薄片間距離為95nm以上,成為難以生成摩擦馬氏體的層。
文檔編號(hào)C22C38/04GK1341155SQ00804128
公開日2002年3月20日 申請(qǐng)日期2000年12月22日 優(yōu)先權(quán)日1999年12月22日
發(fā)明者西田世紀(jì), 佐原進(jìn), 齊藤仁, 吉江淳彥, 疋田尚志, 吉村康嗣 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社