本發明涉及用于鋼絲繩和PC鋼絲等的作為高強度的鋼絲的原材的鋼絲用線材和這樣的鋼絲。

背景技術：

在電梯用繩索和起重機的起重繩等這種被施加反復彎曲應力的鋼絞線中，繩股的彎曲疲勞特性成為決定繩索的設計強度和壽命的重要因素。近年來，伴隨著電梯的高速化和起重機的小型化，繩索的輕量化需求增大，要求實現這一點的彎曲疲勞特性優異的高強度的鋼絲用線材。另外彎曲疲勞特性優異的高強度鋼絲用線材，作為PC(Prestressed Concrete)鋼絲的原材也有用。在這樣的鋼絲用線材中，具體來說，要求不會發生重復次數為10⁴～10⁵次便出現的低周疲勞。

作為用于改善線材的特性的技術，至今為止也提出有種種。例如，在專利文獻1公開有一種技術，其通過使鋼中微細析出BN系夾雜物，來使疲勞強度提高。

在專利文獻2中公開有一種技術，其是通過在熱軋后進行熔融鹽直接鉛淬火處理，從而將線材的組織控制為先共析鐵素體的面積率為3％以下的珠光體組織，得到高強度線材。

另外在專利文獻3中公開有一種技術，其是使線材的金屬組織為95％以上的珠光體組織，并且將與線材的軸向垂直的截面的中心部的珠光體的珠光體塊粒徑的最大值和平均值控制在規定的范圍，從而得到高延展性的線材。另外該技術中還公開，在使拉絲加工性良好的基礎上，將先共析鐵素體的體積率調整至2％以下有用。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2011－225990號公報

專利文獻2：日本特開2007－39800號公報

專利文獻3：國際公開第2007/139234號

在上述專利文獻1的技術中成為問題的特性，是重復次數為10⁷次的接近疲勞極限而發生的高周疲勞，與上述低周疲勞的機理不同。在鋼絲繩這樣長期被曝露在外部空氣的制品中，由于表層部的氧化、氫的侵入和繩股之間的摩擦等的影響，導致表層部容易發生龜裂，材料有可能在比本來的疲勞極限低得多的壽命下發生斷線，因此需要采取抑制龜裂進展的對策。

另外，在上述專利文獻2的技術中，為了得到高強度線材，需要在熱軋后能夠直接進行鉛淬火處理的特殊的設備，設備投資增大。另外這樣的設備，相比一邊使線材在輸送機上搬送一邊冷卻的所謂斯太爾摩(Stelmor)冷卻設備，有在生產率和維護性差這樣的缺點。而且，僅僅減少線材中的先共析鐵素體的面積率，無法發揮充分的低周疲勞性能的提高效果。

另外，只是規定上述專利文獻3所述的要件，就低周疲勞性能來說得不到充分的效果。

技術實現要素：

本發明鑒于上述這樣的情況而形成，其目的在于，提供一種低周疲勞性能優異，作為鋼絲繩和PC鋼絲等的高強度鋼絲的原材有用的鋼絲用線材，和能夠發揮這樣的特性的鋼絲。

能夠解決上述課題的本發明的鋼絲用線材，具有的要旨在于如下要點：以質量％計，分別含有C：0.70～1.3％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～1.5％、N：0.001～0.006％、Al：0.001～0.10％、Ti：0.02～0.20％、B：0.0005～0.010％、P：0％以上并在0.030％以下、S：0％以上并在0.030％以下，余量是鐵和不可避免的雜質，以珠光體為主相，先共析鐵素體的面積率為1.0％以下，并且先共析鐵素體的平均厚度為5μm以下。

還有，所謂“以珠光體為主相”，意思是金屬組織的95面積％以上是珠光體組織。另外，所謂先共析鐵素體的平均厚度，意思是以光學顯微鏡觀察先共析鐵素體時，先共析鐵素體的寬度方向的厚度的平均值。

本發明的鋼絲用線材，也優選以質量％計，還含有如下等：

(a)Cr：高于0％并在1.0％以下和V：高于0％并在0.5％以下中的至少一種；

(b)Ni：高于0％并在0.5％以下和Nb：高于0％并在0.5％以下中的至少一種；

(c)Co：高于0％并在1.0％以下；

(d)Mo：高于0％并在0.5％以下和Cu：高于0％并在0.5％以下中的至少一種。

在本發明的鋼絲用線材中，固溶B的含量優選為0.0003％以上。

本發明也包括由上述的鋼的化學成分組成構成，10萬次疲勞強度σ與抗拉強度TS(Tensile Strength)滿足下述(1)式的關系的鋼絲。

σ＞0.45TS…(1)

根據本發明，通過降低拉絲加工前的鋼線材的先共析鐵素體的面積率，并且減少其厚度，能夠使冷加工(拉絲加工)后的鋼絲的彎曲疲勞強度提高，使優異的疲勞特性發揮。特別是對于在10⁴～10⁵次左右的反復應力載荷下發生的低周疲勞，發揮著優異的特性。

附圖說明

圖1是表示4點彎曲疲勞試驗的實施狀況的概略說明圖。

圖2是表示觀察到的先共析鐵素體粒的例子的附圖代用顯微鏡照片。

具體實施方式

本發明者們，在以珠光體為主相的作為金屬組織的鋼線材中，對于左右低周疲勞性能的因子進行了銳意調査。其結果探明，在珠光體組織中輕微析出的先共析鐵素體(以下，簡述為“先共析α”)促進疲勞龜裂的進展。在碳含量為0.70％以上這樣的高碳鋼中，如后述的圖2所示，發現先共析α在舊奧氏體晶界呈板狀析出，但是在使先共析α的面積率達到1.0％以下的基礎上，通過降低其厚度，則能夠發揮優異的低周疲勞性能，從而完成了本發明。

在主相為珠光體組織的鋼線材中，先共析α與珠光體的界面發生空洞，促進疲勞龜裂的進展。因此，重要的是盡可能降低先共析α的面積率，使界面的量減少。另外，通過降低先共析α的面積率，也能夠得到扭絞試驗時抑制縱裂紋的效果。若縱裂紋發生，則無法經受絞合線加工，因此發生縱裂紋的鋼絲判斷為不良。若考慮這些效果，則需要使先共析α的面積率，以相對于金屬組織全體的比例計處于1.0％以下。先共析α的面積率優選為0.8％以下，更優選為0.6％以下。

為了降低先共析α的面積率，添加B有效。發揮先共析α的面積率降低效果的，是B作為固溶B存在的情況，作為BN這樣的化合物析出的部分喪失該效果。因此，在本發明的鋼線材中，需要將N量、B量控制在恰當的范圍，另外優選以BN難以析出的制造條件制造。

另一方面，若先共析α的厚度變大，則由于應力向界面發生的空洞集中而導致空洞擴大，助長疲勞龜裂的進展而使疲勞強度降低。厚度小的先共析α經拉絲加工而變形，并無害化，但厚度大的先共析α即使在拉絲加工后仍殘存，使彎曲疲勞強度(以下，僅稱為“疲勞強度”)降低。具體來說，需要使先共析α的平均厚度處于5μm以下。先共析α的平均厚度優選為4μm以下，更優選為3μm以下。

為了減小先共析α的平均厚度，有效的是使以TiC為首的Ti系夾雜物微細分散在鋼中，特別是微細分散在晶界鄰域，使先共析α的析出核大量生成，且抑制其核生長有效。為此，需要將鋼線材中的Ti量控制在適當的范圍，此外優選以TiC等Ti系夾雜物容易微細析出的制造條件進行制造。

本發明的鋼線材，從適用于鋼絲等之時使其基本的特性發揮的基礎上出發，也需要恰當地調整其化學成分組成。也包括上述的B、N、Ti的量在內，其化學成分組成如下。還有，化學成分組成中的“％”均是“質量％”。

(C：0.70～1.3％)

C對于強度的上升是有效的元素，伴隨C量的增加，冷加工前的線材(鋼線材)，和冷加工后的鋼絲的強度提高。另外C量對于先共析α的析出量也造成影響，若C量少，則不能充分抑制先共析α的析出。因此，C量定為0.70％以上。C量優選為0.74％以上，更優選為0.78％以上。但是，若C量太過剩，則先共析滲碳體(以下，簡述為“先共析θ”)析出，在拉絲加工中引起斷線。因此，C量定為1.3％以下。C量優選為1.2％以下，更優選為1.1％以下。

(Si：0.1～1.5％)

Si具有作為脫氧劑的作用，另外也有使線材的強度提高的作用。為了有效地發揮這些作用，將Si量定為0.1％以上。Si量優選為0.15％以上，更優選為0.20％以上。另一方面，若Si量太過剩，則使冷拉絲性惡化，引起斷線率的增加。因此，將Si量定為1.5％以下。Si量は優選為1.4％以下，更優選為1.3％以下。

(Mn：0.1～1.5％)

Mn與Si同樣也具有脫氧作用，但特別是具有將鋼中的S作為MnS固定，從而提高鋼的韌性和延展性的作用。為了有效地發揮這些作用，Mn量為0.1％以上。Mn量優選為0.15％以上，更優選為0.20％以上。但是，Mn是容易偏析的元素，若過剩地添加，則Mn偏析部的淬火性過度增大，有可能使馬氏體等的過冷組織生成。因此，Mn量定為1.5％以下。Mn量優選為1.4％以下，更優選為1.3％以下。

(N：0.001～0.006％)

N與鋼中的B化合而形成BN，使B所帶來的效果喪失。另外，固溶狀態的N在拉絲時引起因應變時效造成的扭絞特性的降低，顯著時會招致縱裂紋。為了防止這些弊端，N量為0.006％以下。N量優選為0.005％以下，更優選為0.004％以下。另一方面，如果是少量，則TiN和AlN等的氮化物使晶粒微細化，具有提高線材的延展性的效果。為了發揮這樣的效果，N量為0.001％以上。N量優選為0.0015％以上，更優選為0.0020％以上。

(Al：0.001～0.10％)

Al是有效的脫氧元素。另外，也有形成AlN這樣的氮化物而使晶粒微細化的效果。為了有效地發揮這樣的效果，Al量為0.001％以上。Al量優選為0.002％以上，更優選為0.003％以上。另一方面，若過剩地添加Al，則形成Al₂O₃這樣的氧化物，使拉絲時的斷線增加。從這一觀點出發，Al量為0.10％以下。Al量優選為0.09％以下，更優選為0.08％以下。

(Ti：0.02～0.20％)

Ti形成TiC這樣的碳化物，具有降低先共析α的粒徑(厚度)的作用。另外，還具有的作用是，與鋼中的N化合而形成TiN這樣的氮化物，防止因N造成的扭絞特性的降低。為了有效地發揮這些效果，Ti量為0.02％以上。Ti量優選為0.03％以上，更優選為0.04％以上。另一方面，若Ti量變得過剩，則TiC和TiN等的Ti系夾雜物大量析出，使拉絲時的斷線增加。因此，Ti量為0.20％以下。Ti量優選為0.15％以下，更優選為0.10％以下。

(B：0.0005～0.010％，優選作為固溶B為0.0003％以上)

B具有妨礙先共析α的生成，降低其面積率的作用。但是，如果形成BN這樣的化合物，則無法發揮這樣的作用。為了有效地發揮B的效果，B量需要為0.0005％以上。優選的B量的下限為0.0007％以上，更優選為0.001％以上。另一方面，若B量變得過剩，則作為與Fe的化合物的Fe－B系化合物析出，例如FeB₂析出，引起熱軋時的裂紋，因此B量需要處于0.010％以下。B量優選為0.008％以下，更優選為0.006％以下。另外，優選作為固溶B而使鋼中含有0.0003％以上，更優選為0.0005％以上。

(P：0％以上并在0.030％以下)

P在舊奧氏體晶界偏析而使晶界脆化，使疲勞強度降低，因此其含量越少越為優選。因此，P量為0.030％以下。P量優選為0.025％以下，更優選為0.020％以下。P量也可以是0％，但通常含有0.001％以上。

(S：0％以上并在0.030％以下)

S與P同樣，在舊奧氏體晶界偏析而使晶界脆化，使疲勞強度降低，因此其含量越少越優選。因此，S量為0.030％以下。S量優選為0.025％以下，更優選為0.020％以下。S量也可以為0％，但通常含有0.001％以上。

本發明的線材的基本成分如上述，余量實質上是鐵。但是，當然允許因原料、物資、制造設備等的狀況而混入的不可避免的雜質包含在鋼中。

另外本發明的線材中，為了使強度、韌性、延展性等的特性進一步提高，因此根據需要，優選還含有如下元素：

(a)Cr：高于0％并在1.0％以下和V：高于0％并在0.5％以下中的至少一種；

(b)Ni：高于0％并在0.5％以下和Nb：高于0％并在0.5％以下中的至少一種；

(c)Co：高于0％并在1.0％以下；

(d)Mo：高于0％并在0.5％以下和Cu：高于0％并在0.5％以下中的至少一種。

Cr：高于0％并在1.0％以下和V：高于0％并在0.5％以下中的至少一種)

Cr和V在提高線材的強度(抗拉強度)上是有用的元素，也可以使之含有一種或兩種并用。

特別是Cr具有使珠光體的片層間隔微細化，提高線材的強度和韌性的作用。為了有效地發揮這樣的作用，Cr量優選為0.05％以上。Cr量更優選為0.10％以上，進一步優選為0.15％以上。另一方面，若Cr量太過剩，則淬火性提高，熱軋中發生過冷組織的危險性提高，因此Cr量優選為1.0％以下。Cr量更優選為0.8％以下，進一步優選為0.6％以下。

V形成碳氮化物，具有使線材的強度提高的效果。另外，與Nb同樣，與AlN析出之后的剩余的固溶N形成氮化物，有助于晶粒微細化，除此之外，還具有固定固溶N而抑制時效脆化的效果。為了有效地發揮這樣的作用，V量優選為0.01％以上，更優選為0.02％以上，進一步優選為0.03％以上。但是，V是高價的元素，即使過剩地添加，其效果也是飽和，在經濟上造成浪費，因此V量優選為0.5％以下，更優選為0.4％以下，進一步優選為0.2％以下。

(Ni：高于0％并在0.5％以下和Nb：高于0％并在0.5％以下中的至少一種)

Ni和Nb在提高鋼絲的韌性上是有用的元素，也可以使之含有一種或兩種并用。

特別是Ni是提高拉絲后的鋼絲的韌性的元素。為了有效地發揮這樣的作用，Ni量優選為0.05％以上，更優選為0.1％以上，進一步優選為0.2％以上。但是，即使Ni過剩添加，其效果也是飽和，在經濟上造成浪費。因此，Ni量優選為0.5％以下，更優選為0.4％以下，進一步優選為0.3％以下。

Nb與Ti和Al同樣形成氮化物，使晶粒微細化而有助于鋼絲的韌性提高，除此之外，還有固定固溶N而抑制時效脆化的效果。為了有效地發揮這樣的作用，Nb量優選為0.01％以上，更優選為0.03％以上，進一步優選為0.05％以上。但是，Nb是高價的元素，即使過剩地添加，其效果也是飽和，在經濟上造成浪費，因此Nb量優選為0.5％以下，更優選為0.4％以下，進一步優選為0.3％以下。

(Co：高于0％并在1.0％以下)

Co特別是在C量高時減少先共析滲碳體的生成，具有使組織成為均勻的珠光體組織這樣的作用。為了有效地發揮這一作用，Co量優選為0.05％以上，更優選為0.1％以上，進一步優選為0.2％以上。但是，即使Co過剩地添加，其效果也是飽和，在經濟上造成浪費。因此，Co量優選為1.0％以下，更優選為0.8％以下，進一步優選為0.6％以下。

(Mo：高于0％并在0.5％以下和Cu：高于0％并在0.5％以下的至少一種)

Mo是使鋼絲的耐腐蝕性提高的元素。為了有效地發揮這樣的作用，Mo量優選為0.05％以上，更優選為0.1％以上，進一步優選為0.2％以上。但是，若Mo量過剩，則熱軋時容易發生過冷組織，另外也使延展性劣化。因此Mo量優選為0.5％以下，更優選為0.4％以下，進一步優選為0.3％以下。

Cu與Mo同樣是使鋼絲的耐腐蝕性提高的元素。為了有效地發揮這樣的作用，Cu量優選為0.05％以上，更優選為0.08％以上，進一步優選為0.10％以上。但是，若Cu量過剩，則與S反應而在晶界部使CuS偏析，在線材制造過程發生瑕疵。為了避免這樣的影響，Cu量優選為0.5％以下，更優選為0.4％以下，進一步優選為0.3％以下。

Mo和Cu也可以使之含有一種或兩種并用。

接下來，對于能夠制造本發明的鋼絲用線材的方法進行說明。

冷拉絲前的線材，通常是通過對于恰當控制了化學成分的鋼進行熔煉、開坯軋制和熱軋，再根據需要進行鉛淬火處理而制造。在一邊滿足本發明所規定的要件(金屬組織、先共析α面積率、先共析α的平均厚度)一邊制造本發明的線材時，重要的是將Ti、B和N的含量恰當控制在上述的范圍內之后，再適當控制TiC和BN的析出舉動。

首先，在開坯軋制中，優選將鑄片加熱至1200℃以上，分解鑄造時析出的粗大的TiC。若加熱溫度比1200℃低，則線材中殘存粗大的TiC，不能充分減小先共析α的厚度，因此疲勞強度降低。該加熱溫度更優選為1250℃以上，進一步優選為1300℃以上。但是，若加熱溫度過高，則線材的熔融發生，因此通常設定至1400℃左右。

接著進行熱軋時，優選通過加熱至1000℃以上的溫度范圍，充分分解鋼坯中的粗大的BN之后，經軋制后的水冷進行充分冷卻，將軋制材(線材)的吐絲機上的載置溫度控制在800～1000℃。若載置溫度高于1000℃，則在載置后的輸送機上的冷卻中，線材中析出大量的BN，有可能不能充分確保固溶B。載置溫度更優選為980℃以下，更優選為950℃以下。另外，若載置溫度低于800℃，則線材的變形阻力增大，例如，有可能發生不能卷繞等吐絲機上的載置不良。因此載置溫度優選為800℃以上。載置溫度更優選為820℃以上，進一步優選為850℃以上。

另外在實施熱軋時，優選使軋制的最終4個道次的應變速度為0.5秒^-1以上，通過動態的再結晶使晶粒微細化，并且使微細的TiC析出。若上述應變速度比0.5秒^-1小，則不能使TiC充分地微細化，不能充分縮小先共析α的平均厚度。這時的應變速度更優選為0.8秒^-1以上，進一步優選為1.0秒^-1以上。但是，從設備負荷的問題考慮，上述應變速度通常優選為5秒^-1以下。還有，應變速度Vε，使用從最終道次起上線作為4道次跟前的輥的第一個輥之前的斷面積S₀(m²)，和通過最終道次后的斷面積S₄(m²)，及4道次的合計通過時間(軋制時間)t(秒)，由下述(2)式表示。

Vε＝{ln(S0/S4)}/t…(2)

載置后，在冷卻輸送機上冷卻線材，冷卻中使珠光體相變發生，但優選至珠光體相變開始的平均冷卻速度為5℃/秒以上而進行急冷。若這時的平均冷卻速度慢，則先共析α容易在高溫下析出而粗大化，有可能不能充分減小先共析α的厚度。另外，若平均冷卻速度比5℃/秒小，則局部性地有被稱為粗珠光體(コーズパーライト)的片層間隔極端粗的組織析出，也會使拉絲性降低。還有，在珠光體相變的開始，測量線材的溫度，根據相變放熱求得冷卻曲線變化的點(拐點)即可。該平均冷卻速度更優選為10℃/秒以上，進一步優選為15℃/秒以上。平均冷卻速度的優選的上限為100℃/秒以下，更優選為50℃/秒以下。

如上述這樣得到的線材，能夠直接經拉絲加工(冷加工)作為鋼絲使用，但也可以在拉絲加工前實施鉛淬火處理。通過實施這樣的拉絲加工前的鉛淬火處理，能夠提高線材的強度，并且減少強度偏差。

另外，如制造小直徑的鋼絲時這樣預想到拉絲加工度大時，在由軋制材進行一定程度拉絲后實施鉛淬火處理，使線材組織回歸到未加工的珠光體組織之后，再進行拉絲加工也有用。這時，通過實施鉛淬火處理，熱軋時所得到的先共析α消失，如果可確保微細析出的TiC與足夠量的固溶B，則借用一般的鉛淬火處理條件就能夠取得恰當的先共析α的面積率和平均厚度。

實施鉛淬火處理時的加熱溫度(以下，將該溫度稱為“再加熱溫度”)優選為900～1000℃左右，更優選為920℃以上且980℃以下。從防止未固溶碳化物殘存，使組織完全奧氏體化的觀點出發，再加熱溫度優選為900℃以上，但若過于高溫，則TiC粗大，或固溶B與N反應而減少，無法取得規定的先共析α的面積率、平均厚度。另外，鉛淬火處理的保持溫度優選為530～600℃左右，更優選為550℃以上且580℃以下。

本發明的線材，因為助長疲勞龜裂的發生、進展的先共析α的量被充分降低，且其厚度控制得小，所以對其進行了冷加工的鋼絲，和全部或部分使用了該鋼絲的鋼絲繩及PC鋼絲等的制品，比普通制品的疲勞特性優異。一般來說，抗拉強度與疲勞強度成正比例關系，但是由本發明的線材制造的鋼絲其特征在于，10萬次疲勞強度σ，與抗拉強度TS滿足下述(1)式的關系，本發明也包括這樣的鋼絲。另外，本發明也包括全部或部分使用這樣的鋼絲制造的鋼絲繩等的制品。

σ＞0.45TS…(1)

本申請基于2014年7月1日申請的日本國專利申請第2014－136222號主線優先權的利益。日本國專利申請第2014－136222號的說明書的全內容在本申請中為了參考而援引。

實施例

以下，列舉實施例更具體地說明本發明。本發明不受以下的實施例限制，在能夠符合前述、后述的宗旨的范圍內當然也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術的范圍內。

對于下述表1所示的化學成分組成的鋼錠，以下述表2所示的條件進行開坯，經熱軋加工成線材卷材，一部分再以下述表3所示的條件進行鉛淬火處理。下述表2所示的軋制線徑和下述表3所示的鉛淬線徑不同的卷材，表示夾隔了中間拉絲而進行了熱處理。

[表1]

[表2]

[表3]

使用從精拉絲前的線材上提取的試樣，根據下述的方法，實施拉伸試驗、金屬組織(先共析α的面積率，珠光體面積率，先共析α的平均厚度)的評價、固溶B量的測量。

(拉伸試驗)

提取的試樣的抗拉強度TS(Tensile Strength)，依據JIS Z 2241(2011)進行測量。結果顯示在下述表4中。

(先共析α的面積率的評價)

先共析α的面積率，通過將提取的試樣包埋入樹脂等之中進行鏡面研磨，腐蝕液使用三硝基苯酚和乙醇的混合液，用光學顯微鏡進行觀察，通過圖像分析測量其面積率。在上述腐蝕液作用下而發白浮起的部分是先共析α。設線材的直徑為D時，將橫斷面的D/4部視為代表組織，以倍率400倍進行拍攝，合計評價5個視野。下述表4所示的“先共析α的面積率”表示其平均值。還有，所橫斷面是指相對于線材縱長方向垂直的面。

另外，還通過此方法，測量珠光體的面積率。還有，在下述表4的金屬組織的項目中，顯示為“P”的，表示珠光體組織為95面積％以上，即，珠光體是主相。另外，顯示為“P+α”和“P+θ”的，表示珠光體組織低于95面積％，除了珠光體組織以外，還表示鐵素體(α)和滲碳體(θ)混合的組織。

(先共析α的平均厚度的評價)

對于與上述同樣進行了鏡面研磨的試料，用SEM(Scanning Erectron Microscope)進行組織觀察，測量觀察到的10個先共析α晶粒的厚度，求其平均值，計算每1個的厚度。測量與上述同樣在橫斷面的D/4部進行。結果顯示在下述表4中。

(固溶B量的測量)

固溶B量以電解萃取殘渣測量進行評價。進行使用了10％乙酰丙酮溶液的電解萃取殘渣測量，使用網眼：0.1μm的篩網，以溴酯(ブロムエステル)法測量殘渣中的化合物型B量。從鋼中的總B量中減去化合物型B量，從而求得固溶B量。結果顯示在下述表4中。還有，用于溴酯法的試料為3g。另外固溶B量只要不經受900℃以上的熱過程就不會發生變化，因此也可以對冷加工后的鋼絲進行調査。

接著，對所得到的線材卷材進行拉絲加工而制作鋼線(鋼絲)，實施拉伸試驗、扭絞特性的評價、疲勞特性的評價。下述表5中，顯示拉絲加工時的斷面收縮率，和通過拉絲加工得到的鋼絲的線徑。

(拉伸試驗)

鋼絲的抗拉強度TS和屈服點YP(Yield Point)依據JIS Z 2241(2011)測量。結果顯示在下述表5中。另外，抗拉強度TS乘以0.45的值顯示在下述表5中。

(扭絞特性的評價)

關于扭絞特性，基于進行扭絞試驗，至斷裂所需要的扭絞值(斷裂扭絞數)進行評價。下述表5中的扭絞值是N＝5根的平均值。這時，扭轉速度為52次/分鐘，張力為500gf(4.9N)。還有，扭絞值是將卡盤間距離(試驗線長)換算成線徑d的100倍(100d)而使之標準化。另外，通過斷面觀察，判別正常斷面和縱裂紋，5根中即使有1根發生縱裂紋的，在后述表5中也記述為“有縱裂紋”。

(疲勞特性的評價)

關于疲勞特性，利用作為4點支承的夾具，實施反復四點彎曲疲勞試驗而進行評價。在圖1中，1表示試驗片(線材)，2表示施加反復應力的方向，○表示支承點。試驗以單向彎曲(片曲げ)進行，將最大應力與最小應力之差定義為應力振幅。以各種應力振幅進行10萬次的重復彎曲，在N＝3根的試驗中完全未斷裂(斷線)的判定為合格，即使有1根發生斷裂也判定為不合格。合格的試料的最大的應力振幅定義為10萬次疲勞強度σ。10萬次疲勞強度σ顯示在下述表5中。還有，應力波形為正弦波，頻率10Hz。

[表4]

[表5]

由這些結果，能夠進行如下考察。

首先，試驗No.1～3、10～21其化學成分組成、金屬組織(珠光體的面積率、先共析α的面積率、先共析α的平均厚度)均處于本發明的所規定的范圍內，因此得到了高于JIS G 3522(1991)所述的“鋼琴線B類”的抗拉強度(在規格中，例如線徑為7.0mm，1620～1770MPa)，而且能夠得到達成滿足上述(1)式的關系的疲勞強度的鋼線(鋼絲)。

相對于此，試驗No.4～9、22～27是不滿足本發明的某一要件的例子。其中試驗No.4，如表2所示，因為開坯軋制時的加熱溫度低，所以粗大的TiC析出，如表4所示先共析α的平均厚度變大，疲勞強度降低。

試驗No.5，如表2所示，因為熱軋時的加熱溫度低，所以如表4所示這樣先共析α的面積率增加，另外固溶B也少，疲勞強度降低。

試驗No.6，如表2所示，終軋制時的應變速度小，因此粗大的TiC析出，如表4所示，先共析α的平均厚度變大，疲勞強度降低。

試驗No.7，如表2所示，熱軋后的載置溫度低，因此發生載置不良，得不到試料。

試驗No.8，如表2所示，熱軋后的載置溫度高，TiC粗大化，因此如表4所示，先共析α的平均厚度變大，疲勞強度降低。

試驗No.9，如表2所示，載置后的平均冷卻速度慢，如表4所示，先共析α的平均厚度大，疲勞強度降低。

試驗No.22是使用了C量少的鋼種P的例子，如表4所示，先共析α的面積率與平均厚度都大，扭絞特性和疲勞強度降低。

試驗No.23是使用了C量多的鋼種Q的例子，大量的先共析滲碳體析出，因此拉絲中發生了斷線。

試驗No.24是使用了Ti量少的鋼種R的例子，TiC量少，先共析α的平均厚度大，疲勞強度降低。

試驗No.25是使用了Ti量多的鋼種S的例子，多量的Ti系夾雜物析出而在拉絲中發生斷線。

試驗No.26是使用了B量多的鋼種T的例子，熱軋時發生斷線而得不到試料。

試驗No.27是使用了B量少的鋼種U的例子，先共析α的面積率大，扭絞特性和疲勞強度降低。

圖2是表示作為實施例的試驗No.3所觀察到的先共析α的例子附圖代用顯微鏡照片。圖2所示的橢圓3表示先共析α的析出位置。由圖2可知，先共析α呈板狀析出，能夠很容易地判別晶粒的“寬度方向”與“長度方向”。