BR0001117B1 - arame de aço de alto carbono, haste para fabricação de arame de aço de alto carbono e processo para produzir uma haste para fabricação de arame de aço de alto carbono. - Google Patents
arame de aço de alto carbono, haste para fabricação de arame de aço de alto carbono e processo para produzir uma haste para fabricação de arame de aço de alto carbono. Download PDFInfo
- Publication number
- BR0001117B1 BR0001117B1 BRPI0001117-7A BR0001117A BR0001117B1 BR 0001117 B1 BR0001117 B1 BR 0001117B1 BR 0001117 A BR0001117 A BR 0001117A BR 0001117 B1 BR0001117 B1 BR 0001117B1
- Authority
- BR
- Brazil
- Prior art keywords
- steel wire
- high carbon
- carbon steel
- less
- weight
- Prior art date
Links
Classifications
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D02—YARNS; MECHANICAL FINISHING OF YARNS OR ROPES; WARPING OR BEAMING
- D02G—CRIMPING OR CURLING FIBRES, FILAMENTS, THREADS, OR YARNS; YARNS OR THREADS
- D02G3/00—Yarns or threads, e.g. fancy yarns; Processes or apparatus for the production thereof, not otherwise provided for
- D02G3/44—Yarns or threads characterised by the purpose for which they are designed
- D02G3/48—Tyre cords
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D07—ROPES; CABLES OTHER THAN ELECTRIC
- D07B—ROPES OR CABLES IN GENERAL
- D07B1/00—Constructional features of ropes or cables
- D07B1/06—Ropes or cables built-up from metal wires, e.g. of section wires around a hemp core
- D07B1/0606—Reinforcing cords for rubber or plastic articles
- D07B1/066—Reinforcing cords for rubber or plastic articles the wires being made from special alloy or special steel composition
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Textile Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
ARAME DE AÇO DE ALTO CARBONO, HASTE PARA FABRICAÇÃODE ARAME DE AÇO DE ALTO CARBONO E PROCESSO PARAPRODUZIR UMA HASTE PARA FABRICAÇÃO DE ARAME DEAÇO DE ALTO CARBONO
Antecedentes da invenção
1. Campo da invenção:
A presente invenção se relaciona a um arame deaço carbono para cordel de arame de aço, cordas de fios,etc., um produto de aço como uma matéria prima para ocitado arame de aço, e um processo para produzi-los. Estearame de aço carbono é acabado sem tratamento térmico(tal como azulagem) após laminação a frio.
2. Descrição da técnica relacionada:
Pneus radiais de aço automotivos são reforçadoscom arames de aço tais como arames de carcaça e arames detalão. Seu constituinte é uma tira composta de arames deaço de alto carbono torcido, cada um medindo 0,2 mm emdiâmetro e tendo uma resistência maior que 310 kgf/mm2.
Cada arame constituindo a tira é produzido porestiramento de arame a partir de um aço de alto carbonoeutetóide ou hipereutetóide. A etapa de estiramento dearame é seguida por patenteamento, decapagem, deposiçãode bronze (para garantir boa adesão à borracha).Estiramento final proporciona um arame fino de cerca de0,2 mm de diâmetro. O tratamento de patenteamentotransforma a estrutura austenitica na estrutura deperlita fina a cerca de 500-550°C, deste modo tornando oaço mais resistente.
Pneus automotivos recentemente pedem pordurabilidade melhorada e os citados arames também pedempor resistência mais alta que antes. Um modo efetivo paraaumentar resistência é aumentar o teor de carbono.Entretanto, um mero aumento no teor de carbono resulta emfissura longitudinal quando o arame é torcido. Fissuralongitudinal pode ser efetivamente evitado porincorporação com cromo. A patente japonesa publicadan°194147/1990 descreve a incorporação com 0,10-0,30% decromo. A patente japonesa publicada n° 049592/1994descreve incorporação com cromo em uma quantidadeespecifica determinada pelo teor de boro. O último épretendido para promover o crescimento de cementita naperlita e melhorar as características de ductilidade efadiga.
Objeto e sumário da invenção
A primeira tecnologia acima mencionada(incorporação com cromo) é limitada no aumento daresistência à tração (360 kgf/mm2 no máximo) e em valorde torção (25 no máximo). É desejável não adicionar cromose a energia para refinamento do cromo e reciclagem deprodutos de aço forem levadas em consideração. A segundatecnologia mencionada acima tem a desvantagem de requerercromo como um componente essencial e ser limitada narazão de trabalho limitante do estiramento do arame (nãoexcedendo o nível convencional de 3,6). Ela não provêarames de aço finos tendo resistência ultra altaexcedendo 4000 MPa.
A presente invenção foi completada paraencaminhar o problema mencionado acima. É um objetivo dapresente invenção prover um arame de aço de alto carbonoque exiba resistência mais alta que antes e boaresistência a fissura longitudinal apesar de que ele nãoseja incorporado com cromo. É um outro objetivo dapresente invenção prover um produto de aço para o citadoarame de aço. É um outro objetivo adicional da presenteinvenção prover um processo para produzir o citado aramede aço e produto de aço. A invenção para conseguir estesobjetivos é definida como segue.
O primeiro aspecto da presente invenção resideem um arame de aço de alto carbono superior emresistência a fissura longitudinal que é caracterizado emque os componentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso),Si (0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), e Fe, afase principal é perlita, e a razão de área de ferrita émenor que 0,40% na camada de superfície até umaprofundidade de 50 μπ\ da superfície. A expressão "a faseprincipal é perlita" significa que a razão de área deperlita é maior que 80%. A razão preferida de área deperlita é maior que 90%.
O segundo aspecto da presente invenção reside emum arame de aço de alto carbono superior em resistência afissura longitudinal que é caracterizado em que oscomponentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso), Si(0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050% em peso), Ti (menos que 0,030% em peso), N (menosque 0, 0050% em peso), e Fe, com as quantidades de B, Ti,e N satisfazendo a equação (1),
0,03 < B/(Ti/3,43 - N) < 5,0 (1)
a fase principal é perlita, e a razão de área deferrita é menor que 0,40% na camada superficial até umaprofundidade de 50 μιη da superfície.
O terceiro aspecto da presente invenção resideem um aço para um arame de aço de alto carbono que têm amesma composição química como definida acima no segundoaspecto e que é caracterizado em que o diâmetro máximo departícula de inclusão de TiN é menor que 8,0 μιτι. Este açoé processado no arame de aço de alto carbono mencionadoacima por redução 'de diâmetro (incluindo trabalhar apóspatenteamento) e subseqüente patenteamento.
O quarto aspecto da presente invenção reside emum processo para produzir um aço para um arame de aço dealto carbono, o citado processo compreendendo fundir umaço tendo a mesma composição química como definida acimano segundo aspecto, resfriar o fundido a uma taxa maiorque 5°C/s no período a partir do início da fundição até otérmino da solidificação, e laminar a quente o tarugoresultante.
O quinto aspecto da presente invenção reside emum arame de aço de alto carbono que é caracterizado emque os componentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso),Si (0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050% em peso, B em solução sólida contabilizando pormais que 0,0003% em peso), N (menos que 0,0050% em peso),e Fe, o teor de Ti é limitado a 0-0,005% em peso, a faseprincipal é perlita, e a razão de área de ferrita é menorque 0,40% na camada superficial até uma profundidade de50 μιη da superfície. O que é único para este aspecto éque o teor de Ti no segundo aspecto é limitado.
O sexto aspecto da presente invenção reside emum aço para um arame de aço de alto carbono superior emresistência a fissura longitudinal, o citado aço tendo amesma composição química como definida no quinto aspecto.Este aço é processado no arame de aço de alto carbono(definido no quinto aspecto) por redução de diâmetro(incluindo trabalhar após patenteamento) e subseqüentepatenteamento.
O sétimo aspecto da presente invenção reside emum processo para produzir uma haste para fabricação dearame para um arame de aço de alto carbono, o citadoprocesso compreendendo fundir um aço cujos componentesessenciais são C (0,65-1,2% em peso), Si (0,1-2,0% empeso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050% em peso),N (menos que 0, 0050% em peso), e Fe, com o teor de Tisendo limitado a 0-0,005% em peso, resfriar o fundido auma taxa maior que 5°C/s no período do início da fundiçãoaté o término da solidificação, deste modo formando umtarugo, aquecer o tarugo resultante e laminá-lo a quentetal que a temperatura de acabamento seja 900-1100°C, eresfriar o produto laminado a quente até 850°C dentro de30 segundos. Este processo proporciona o aço para o aramede aço de alto carbono que é definido acima no sextoaspecto.
Descrição resumida dos desenhos
A fig. 1 é um diagrama mostrando a região paramedições das quantidades de ferrita no arame de aço dealto carbono. A fig. 1 também mostra o resultado demedições da razão de área de ferrita na camadasuperficial (S) e no núcleo (C) do arame de aço de altocarbono produzido de aço sem boro (A) e aço contendo boro(B) .
A fig. 2 é um gráfico mostrando como atemperatura de aquecimento e o tempo de manutenção afetaa quantidade de boro na solução sólida no açohipereutético contendo boro sem titânio (depois damanutenção e têmpera). A quantidade de boro está plotadacom o valor em ppm.
Descrição das configurações preferidas
Os presentes inventores executaram estudosextensivos na razão pela qual fissura longitudinal ocorreà medida que um arame de aço de alto carbono aumenta emresistência. Foi descoberto que ferrita pró-eutetóideocorre na camada superficial do arame de aço que sofreufissura longitudinal apesar de o aço conter carbono emuma quantidade correspondente à composiçãohipereutetóide. Esta ferrita pró-eutetóide parece ser oponto inicial de fissura longitudinal. Como a fig. I(A)mostra, o teor de ferrita (em termos de razão de área deferrita) na camada superficial (S) (até uma profundidadede 50 μπι) é muito maior que aquele no núcleo (C) no casode um arame de aço de alto carbono (0,2 mm em diâmetro)não contendo boro (com um teor médio de carbono de 0,90%em peso). (Este arame de aço é aquele designado comoAmostra n° 20 no Exemplo mencionado por último). Com ainvestigação da causa de formação de ferrita, foidescoberto que a concentração de carbono é extremamentebaixa na camada superficial do arame de aço. Parece que adiminuição na concentração de carbono na camadasuperficial é devida à descarbonização no curso doestiramento e tratamento térmico. Esta descobertaconduziu a uma idéia que seria possível aumentarresistência e melhorar a resistência a fissuralongitudinal sem adicionar cromo se a diminuição no teorde carbono na camada superficial fosse impedida e aformação de ferrita que induz fissura longitudinal nacamada superficial fosse evitada. A presente invenção foicompletada com base nesta idéia. A invenção será descritaem mais detalhes com referência às configurações queseguem.
A primeira configuração pertence a um arame deaço de alto carbono que é caracterizado em que oscomponentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso), Si(0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), e Fe, a faseprincipal é perlita, e a razão de área de ferrita é menorque 0,40% na camada superficial até uma profundidade de50 μπι da superfície.
Este arame de aço de alto carbono tem seuscomponentes limitados pelas razões dadas abaixo:
C: 0,65-1,2% em peso
Carbono é um elemento barato para aumentarresistência efetivamente. Quanto maior a quantidade decarbono, maior a extensão de endurecimento por trabalhodevido o estiramento e a resistência após estiramento.Quanto menor a quantidade de carbono, mais difícil éreduzir a quantidade de ferrita. Portanto, de acordo coma presente invenção, o limite inferior do teor de carbonodeve ser 0,65% em peso, preferivelmente 0,70% em peso, emais preferivelmente 0,8% em peso. Por outro lado, com umteor excessivo de carbono, o arame de aço está propenso aruptura durante estiramento devido à cementita pró-eutetóide em forma de rede que é formada no grão vizinhode austenita. Esta cementita tem um efeito adverso emtenacidade e ductilidade após estiramento final em aramesfinos. O limite superior de teor de carbono deve ser 1,2%em peso, preferivelmente 1,1% em peso.
Si: 0,1-2,0% em peso
Silício é um elemento útil como um desoxidante.
Ele desempenha um papel importante na presente invenção aqual basicamente cobre arames de aço sem alumínio. Com umteor menor que 0,1% em peso, silício não executa suafunção desoxidante. Portanto, o limite superior de teorde silício deve ser 0,1% em peso. Por outro lado, com umaquantidade excessiva, silício torna difícil executarestiramento por decapagem mecânica (MD para abreviardaqui por diante). Portanto, o limite superior de teor aesilício deve ser 2,0% em peso, preferivelmente 1,0% empeso, mais preferivelmente 0,5% em peso.
Mn: 0,2-2,0% em peso
Manganês também é um elemento útil como umdesoxidante similar a silício. O arame de aço semalumínio de acordo com a presente invenção necessitamanganês bem como silício para desoxidação efetiva.Manganês também funciona para aumentar a tenacidade eductilidade do aço à medida que ele combina com enxofreno aço para formar MnS estável. Em adição, eleefetivamente melhora a capacidade para aumentar dureza,deste modo reduzindo ferrita pró-eutetóide no materiallaminado. Para estes efeitos serem produzidos, o limiteinferior do teor de manganês deve ser 0,2% em peso,preferivelmente 0,3% em peso. Por outro lado, manganês éum elemento propenso a segregação. Portanto, manganês emuma quantidade excessiva forma estruturas super-resfriadas tais como martensita e bainita na parte ondemanganês se segregou. Elas têm um efeito adverso natrefilabilidade. Conseqüentemente, o limite superior doteor de manganês deve ser 2,0% em peso, preferivelmente1,0% em peso.
0 arame de aço de alto carbono de acordo comesta configuração é composto dos componentes essenciaismencionados acima, com o restante sendo impurezasinevitáveis. Para melhoria em propriedades
características, ele pode ser incorporado com elementosopcionais em uma quantidade não prejudicial às funçõesdos componentes essenciais. Exemplos de tais elementosserão explicados depois.
O arame de aço de alto carbono tem a estruturacomo explicado a seguir. Ele tem a estrutura de perlitacomo a fase principal que é formada pelo tratamento de35 patenteamento. Esta estrutura é basicamente similar àconvencional mas é caracterizada em que a razão de áreade ferrita é menor que 0,40% na camada superior até umaprofundidade de 50 μιη da superfície do arame de aço.
Fissura longitudinal começa na camadasuperficial até uma profundidade de 50 μιη da superfíciedo arame de aço. Portanto, boa resistência a fissuralongitudinal se desenvolve se a formação de ferrita nestaparte for suprimida tal que a razão de área de ferritaseja menor que 0,40%. Isto é demonstrado nos Exemplos queseguem.
Um modo para inibir a formação de ferrita nacamada superficial é pela incorporação de um aço com umcomponente que iniba a formação de ferrita (como mostradona segunda configuração que segue) ou por cementaçãodurante ou após estiramento que precede o patenteamento.O arame de aço da presente invenção pode ser produzidobasicamente do mesmo modo como antes. Seu processo deprodução consiste de laminação a quente, estiramento,decapagem, patenteamento, e estiramento final opcional(estiramento úmida).
O aço de alto carbono de acordo com a segundaconfiguração será explicado a seguir. Ele difere daquelede acordo com a primeira configuração em que ele contémboro, etc. como componentes essenciais para impedir aformação de ferrita. Uma quantidade adequada (0,0020% empeso) de boro notadamente inibe a formação de ferrita nacamada superficial (S) do arame de aço como a fig. 1 (B)mostra em termos de razão de área (a) de ferrita nacamada superficial (S) e no núcleo (C). Este arame de aço(contendo 0,90% em peso de carbono na média e tendo umdiâmetro de 0,02 mm) é aquele designado como Amostra n°11 no Exemplo mencionado por último). Esta descoberta é abase do arame de aço de alto carbono de acordo com asegunda configuração.
A segunda configuração pertence a um arame deaço de alto carbono que é caracterizado em que oscomponentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso), Si(0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050% em peso), Ti (menos que 0,030% em peso), N (menosque 0, 0050% em peso), e Fe, com as quantidades de B, Ti,e N satisfazendo a equação (1),
0,03 < B/(Ti/3,43 - N) < 5,0 (1)
a fase principal é perlita, e a razão de área deferrita é menor que 0,40% na camada superficial até umaprofundidade de 50 μπι da superfície.
Este arame de aço de alto carbono tem seus trêsmaiores componentes (C, Si, e Mn) limitados pelas mesmasrazões como mencionadas acima. Ele tem seus outroscomponentes (B, Ti, e N) limitados pelas razões que sãoexplicadas em detalhes abaixo.
B: 0,0003-0,0050% em peso
Boro é um elemento importante a ser adicionadopara inibir a formação de ferrita na camada superficialaté uma profundidade de 50 μιη da superfície. É geralmenteconsiderado que boro no aço hipoeutético se segrega nagrão de autenita, deste modo reduzindo a energiaintergranular e diminuindo a taxa de formação de ferrita,e portanto produzindo o efeito de inibir a formação deferrita, mas boro não produz seu efeito em aço eutéticoou aço hiper-eutético. Entretanto, na presente invenção,o teor de carbono parece diminuir na camada superficialdevido à descarbonização durante tratamento térmico.Portanto, boro inibe a formação de ferrita e efetivamenteimpede fissura longitudinal independente de se acomposição média é eutética ou hiper-eutética. Nestecaso, boro está presente na forma de boro livre. Emoutras palavras, ele existe em aço não como um compostomas como um átomo em solução sólida. Com uma quantidademenor que 0, 0003% em peso, boro não produz seu efeito deinibir a formação de ferrita e impedir fissuralongitudinal. Com uma quantidade maior que 0,0050% empeso, boro forma um composto tal como Fe23(CB)6,diminuindo na quantidade de boro livre, e portanto boronão totalmente produz seu efeito de impedir fissuralongitudinal. Grãos graúdos de Fe23(CB)6 freqüentementecausam ruptura durante estiramento. O limite inferior deteor de boro deve ser 0, 0003% em peso, preferivelmente0,0006% em peso, e o limite superior de teor de boro deveser 0,0050% em peso, preferivelmente 0,0040% em peso.
Ti: menos que 0,030% em peso
Titânio combina com nitrogênio (que estápresente inevitavelmente) para formar TiN estável, destemodo impedindo boro de combinar com nitrogênio epermitindo a presença de boro livre. Entretanto, titânioem uma quantidade excessiva causa a precipitação de TiC eferrita laminar, deste modo adversamente afetando atrefHabilidade. Em adição, titânio em excesso dásurgimento a TiN graúdo. Portanto, a quantidade detitânio deve ser menor que 0,030% em peso,preferivelmente menor que 0,015% em peso. O limiteinferior de teor de titânio é determinado pela equação(1) de acordo com a quantidade de boro e nitrogênio.
N: menos que 0,0050% em peso
Nesta configuração, nitrogênio é fixado portitânio de modo a garantir boro livre. O teor denitrogênio deve ser tão pequeno quanto possível tal que aquantidade de titânio a ser adicionado seja reduzida.Entretanto, reduzir a quantidade de nitrogênioexcessivamente eleva o custo da produção do aço.Portanto, o limite superior do teor de nitrogênio deveser 0,0050% em peso, preferivelmente 0,0035% em peso, emais preferivelmente 0,0020% em peso.
Equação (1): 0,03 < B/(Ti/3,43 - N) < 5,0
O termo (Ti/3,43 - N) nesta equação representa aquantidade de excesso de titânio no caso onde todo onitrogênio está fixado por titânio. Se o valor destetermo for menor que 0,03, significa que a quantidade deexcesso de titânio é muito grande em relação à quantidadede boro adicionado. Portanto, excesso de titânio formaTiC e TiN grosseiro, ambos os quais adversamente afetamtref Habilidade. Se o valor do termo for maior que 5,0,significa que a quantidade de excesso de titânio é muitopequena em relação à quantidade de boro adicionado. Oresultado é que a quantidade de boro livre é muitopequena e a formação de ferrita não é inibida comodesejado. Portanto, o limite inferior do valor do termodeve ser 0,03, preferivelmente 0,50, e o limite superiordo valor do termo deve ser 5,0, preferivelmente 4,0, emais preferivelmente 2,5.
O arame de aço de alto carbono de acordo com asegunda configuração é composto dos componentesessenciais mencionados acima, com o restante sendoimpurezas inevitáveis. Para melhoria nas propriedadescaracterísticas, ele pode ser incorporado com elementosopcionais em uma quantidade não prejudicial às funçõesdos componentes essenciais, como na primeiraconfiguração. Exemplos de tais elementos são Cr (menosque 0,8% em peso), Cu (menos que 0,5% em peso), Ni (menosque 0,5% em peso), Nb (menos que 0,02% em peso), e V(menos que 0,02% em peso). Qualquer um ou mais desteselementos podem ser adicionados aos componentes básicosespecificados no primeiro ou segundo aspectos da presenteinvenção. A composição resultante será qualquer uma dasseguintes composições, com o restante sendo ferro.
(1) Componentes básicos + Cr
(2) Componentes básicos ou composição (1) +Cu
(3) Componentes básicos ou composição (1) ou (2)25 + Ni
(4) Componentes básicos ou composição (1), (2),ou (3) + qualquer um ou ambos de Nb e V.
Cr: menos que 0,8% em peso
Cromo torna fino os intervalos lamelares deperlita e melhora a resistência e trefilabilidade dahaste para fabricação de arame. Para cromo produzir seusefeitos, a quantidade de cromo deve ser maior que 0,05%em peso, preferivelmente 0,1% em peso. Por outro lado,cromo em uma quantidade excessiva tende a formarcementita não dissolvida e prolonga o tempo requeridopara a transformação se completar. Além do mais, ele dásurgimento a estrutura super-resfriada (tal comomartensita e bainita) na haste para fabricação de aramelaminada a quente, e ele tem o efeito adverso natrefHabilidade mecânica. Portanto, o limite superior deteor de cromo deve ser 0,8% em peso.
Cu: menos que 0,5% em peso
Cobre melhora a resistência à corrosão de aramesde aço extremamente finos. Ele também melhora adesincrustabilidade no momento do estiramento mecânica eimpede o emperramento da matriz. Para cobre produzir seusefeitos, a quantidade de cobre deve ser maior que 0,05%em peso. Por outro lado, cobre em uma quantidadeexcessiva causa empolamento na superfície do arame apesarde a haste para fabricação de arame laminado a quente sermantida em uma alta temperatura de cerca de 900°C. Sob abolha no aço ocorre magnetita, que tem o efeito adversoem trefHabilidade mecânica. Além do mais, cobre reagecom enxofre para formar CuS que segrega na vizinhança dogrão, causando falhas no tarugo e haste para a fabricaçãode arame no curso da produção da haste para fabricação dearame. Tais efeitos adversos devem ser evitados porlimitar o teor máximo de cobre a 0,5% em peso.Ni: menos que 0,5% em peso
Níquel melhora a ductilidade de cementita eportanto contribui para trefilabilidade. Níquel em umaquantidade igual a ou ligeiramente menor que aquela docobre efetivamente impede fissura térmico causado porcobre. Por outro lado, níquel é caro e não é tão efetivopara aumentar resistência; portanto, o limite superior doteor de níquel deve ser 0,5% em peso.
Nb e V: cada um menos que 0,02% em peso
Nb e V melhoram endurecibilidade e são efetivospara aumentar resistência. Entretanto, se adicionados emuma quantidade excessiva, eles formam carbetosexcessivamente, diminuindo carbono para formar cementitalamelar, com o resultado que a resistência diminui e aferrita de segunda fase excessivamente se forma.Portanto, seus respectivos limites superiores devem serΟ,02% em peso.
Incidentalmente, a patente japonesa publicada n°49592/1994 descreve um aço para formação de um arame deaço de alto carbono que é incorporado com cromo bem comoboro. De acordo com esta tecnologia, boro é adicionado emproporção ao teor de cromo de modo a promover ocrescimento de cementita em perlita. Portanto, atecnologia descrita é inteiramente diferente da presenteinvenção no objetivo e efeito de incorporar boro.
0 arame de aço de alto carbono de acordo com asegunda configuração pode ser produzido a partir de umproduto de aço de alto carbono contendo Ti que tenha amesma composição química que o arame de aço de altocarbono e tenha inclusões de TiN cujo diâmetro máximoseja menor que 8,0 μπι.
Este produto de aço pode ser prontamenteproduzido em um arame de aço de alto carbono superior emresistência a fissura longitudinal pelo processo usual deprodução de arame, porque ele contém boro livre que inibea formação de ferrita, deste modo tornando-o menospropenso a aumento no teor de ferrita (devido àdiminuição no teor de carbono na camada superficial doarame) mesmo após laminação a quente, estiramento, epatenteamento. Em adição, uma vez que o diâmetro máximode inclusões de TiN é limitado a 8,0 μιη, ele é menospropenso a ruptura durante estiramento e é bom emtref Habilidade.
O produto de aço de alto carbono contendo Timencionado anteriormente pode ser produzido facilmente apartir de um aço da mesma composição química que o aramede aço de alto carbono na segunda configuração porfundição, resfriamento a uma taxa maior que 5°C/s, elaminar a quente o tarugo resultante. A taxa deresfriamento especificada acima (maior que 5°C/s) dafundição à solidificação inibe o crescimento de grão deinclusões de TiN tal que seu diâmetro máximo de grão sejamenor que 8,0 μιτι. A taxa de resfriamento após fundiçãodeve preferivelmente ser maior que 8°C/s, maispreferivelmente maior que 10°C/s. O tarugo pode seraquecido e laminado do modo habitual. Usualmente, atemperatura de aquecimento é cerca de 1000-1300°C, atemperatura de acabamento de laminação é maior que oponto Ar3, e a temperatura de resfriamento é cerca de100-300°C.
0 aço de alto carbono de acordo com a terceiraconfiguração será explicado a seguir. Ele é caracterizadoem que os componentes essenciais são C (0,65-1,2% empeso), Si (0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B(0,0003-0,0050% em peso, B em solução sólida mais que0,0003% em peso), N (menos que 0,0050% em peso), e Fe,com a quantidade de Ti sendo limitada a 0,005% em peso, ea fase principal é perlita e a razão de área de ferritana camada superficial até uma profundidade de 50 μπι dasuperfície é menor que 0,40% em peso.
0 arame de aço de alto carbono pertencendo àterceira configuração é caracterizado em que ele contémboro livre como um componente essencial embora ele nãocontenha titânio. De acordo com a tecnologiaconvencional, aço não pode praticamente conter boro livrea menos que ele seja incorporado com um elemento formadorde nitreto tal como Ti, Nb, e Al. Isto é porque boro porsi próprio é um elemento formador de nitreto e odesenvolvimento técnico foi focado em aço de baixo oumédio carbono (com menos que 0,5% de carbono) e aço debaixa liga. A terceira configuração é baseada em uma novadescoberta que aço pode conter boro livre se a quantidadede nitrogênio for estritamente controlada em aço de altocarbono ou aço hiper-eutético e a temperatura deaquecimento e a taxa de resfriamento (após laminação)forem estritamente controladas. Portanto, o aço de altocarbono pertencendo à terceira configuração écompletamente livre de inclusões de titânio detrimentaisao estiramento, tal que ele possa ser estirado em umarame fino de alta resistência que nunca foi obtido pelatecnologia convencional. 0 boro livre no arame de açoproduzido na terceira configuração permanece intactodurante patenteamento e inibe a formação de ferrita.(Patenteamento para arames de aço de alto carbono taiscomo cordéis para pneus é usualmente acabado dentro de umtempo curto, digamos, um minuto). Portanto o aço tem boatrefHabilidade e não é propenso a delaminação (no testede torção) . O arame de aço de alto carbono de acordo coma terceira configuração é industrialmente útil como umarame de aço de alta resistência.
0 arame de aço de alto carbono na terceiraconfiguração é limitado na composição química (excetopara Ti. B, e Ν) , a fase principal, e na quantidade deferrita na camada superficial pela mesma razão comomencionada na segunda configuração. Uma descriçãodetalhada é dada abaixo da razão pela qual a quantidadede boro livre (ou boro em solução sólida) e titânio élimitada.
Titânio (como uma impureza) deve preferivelmenteestar ausente, e o limite superior de teor de titâniodeve ser 0, 005% em peso. Com um teor de titânio dentrodeste limite, o aço produzido sob as condiçõesmencionadas por último contém boro livre suficiente e temboa trefilabilidade.
Para garantir a presença de boro livre que inibaa formação de ferrita, é necessário adicionar boro em umaquantidade total de pelo menos 0,0003% em peso. Por outrolado, com uma quantidade em excesso de 0, 0050% em peso,boro forma Fe23(CB)6, deste modo agravando atrefilabilidade. Portanto, o limite superior do teor deboro deve ser 0,0050% em peso, preferivelmente 0,0040% empeso. 0 boro que inibe a formação de ferrita não é o boroadicionado mas o boro livre que não forma qualquercomposto no aço. Para boro livre existir, é necessário35 que BN não seja formado. Consequentemente, a quantidadede nitrogênio deve ser menor que 0,0050% em peso,preferivelmente menor que 0,0035% em peso. Em adição,também é necessário controlar as condições de laminaçãocomo mencionadas por último. Boro livre deve estarpresente em uma quantidade de pelo menos 0,0003% em pesose for para inibir a formação de ferrita. Quanto maior aquantidade de boro livre, mais desejável. Entretanto, olimite superior da quantidade de boro livre é impostonaturalmente pela limitação da quantidade de boro quepode ser adicionado.
Incidentalmente, o arame de aço de alto carbonode acordo com a terceira configuração é composto doscomponentes básicos mencionados acima e o componenteessencial (ferro), mas ele pode ser incorporado comqualquer um ou mais de Cr, Cu, Ni, Nb, e V como elementosmelhoradores de material, como no caso do arame de aço dealto carbono de acordo com a segunda configuração.
0 arame de aço de alto carbono de acordo com aterceira configuração pode ser produzido a partir de umproduto de aço de alto carbono contendo Ti tendo a mesmacomposição química que o arame de aço de acordo com aterceira configuração por laminação a quente,estiramento, patenteamento, e estiramento de acabamentoopcional.
Este produto de aço pode ser obtido a partir deum aço tendo a mesma composição química que o arame deaço de alto carbono de acordo com a terceira configuraçãopor fundição, resfriamento a uma taxa maior que 5°C/s (dafundição à solidificação), e laminar a quente o tarugoresultante. (A quantidade de boro na composição químicadenota a quantidade de boro adicionado que é 0,0003-0,0050% em peso). A laminação a quente do tarugo deve serexecutada a 900-1300°C, preferivelmente a uma temperaturamenor que 1200°C, e a temperatura de acabamento dalaminação deve ser 900-1100°C. 0 produto laminado deveser resfriado a 850°C dentro de 30 segundos.
A fundição deve ser seguida por resfriamento auma taxa maior que 5°C/s, tal que inclusões de titânio setornem partículas finas que não causem ruptura duranteestiramento.
Durante laminação a quente, o tarugo deve seraquecido acima de 900°C. Do contrário, o tarugo não podeser laminado devido a carga excessiva. Portanto o limiteinferior da temperatura de aquecimento deve ser 900°C.Aquecimento acima de 900°C, preferivelmente acima de930°C, provoca a maior parte de boro no aço a formar umasolução sólida na qual boro livre existe. A quantidade deboro livre é proporcional à temperatura de aquecimento.Entretanto, uma temperatura de aquecimento excessivamentealta resulta em grãos de cristal de austenita graúdos quediminuem a redução em área da haste para a fabricação dearame. Portanto, o limite superior deve ser 1300°C,preferivelmente 1200°C.
0 que é mais importante para a existência deboro livre é a temperatura de acabamento (a temperaturana qual a laminação de acabamento termina) e oresfriamento que segue a laminação a quente. As condiçõesdesejáveis foram estabelecidas nos resultados daexperiência simulando a laminação a quente e garantindoresfriamento. Esta experiência foi executada em um açohiper-eutético livre de titânio que têm a composiçãoquímica de C (1,0% em peso), Si (0,3% em peso), Mn (0,35%em peso), B (0,0030% em peso ou 30 ppm), e N (0,0037% empeso), com o restante sendo Fe. Na experiência, o aço foiaquecido a IOOO0C e então deixado a resfriar até 950°C,900°C, 850°C, e 800°C (correspondentes à temperatura deacabamento). Após resfriar até a temperaturaespecificada, a amostra foi mantida naquela temperaturapor 3 s, 10 s, 30 s, 100 s, e 180 s e então resfriada comágua. Após resfriamento, a quantidade de boro livre noaço foi determinada do seguinte modo. A amostra foieletroliticamente estirada e a quantidade de bororemanescente como um composto no resíduo foi determinadapor absortimetria com curcumina. A quantidade de borolivre foi calculada a partir da diferença entre aquantidade de boro como um composto e a quantidade deboro adicionado. Os resultados da experiência estãomostrados na fig. 2. Os numerais na figura indicam aquantidade de boro livre (em ppm). A curva A representaresfriamento de IlOO0C a uma taxa de 20°C/s. A curva Brepresenta resfriamento de IlOO0C a uma taxa de 20°C/s. Acurva C representa resfriamento a partir de 900°C a umataxa de 20°C/s.
É notado a partir da fig. 2 que a quantidade deboro livre é pequena se a temperatura de manutenção formenor que 850°C. Também é notado que em temperaturasabaixo de 850°C, a quantidade de boro livre diminui emproporção ao tempo de manutenção. A quantidade de borolivre diminui para 3 ppm (ou 0, 0003% em peso) se atemperatura for 850°C e o tempo de manutenção for 30s. A800°C, a quantidade de boro livre diminui menos emproporção ao tempo de manutenção, com 13 ppm (0,0013% empeso) restando após manutenção por 30 segundos. A fig. 2sugere que a diminuição em boro livre (ou precipitação deBN) no aço hiper-eutético é representada pela curva Ctendo a região de temperatura de pico. Isto coincide como conhecimento anterior.
Baseado no antecedente, o processo para garantirboro livre foi estabelecido. De acordo com este processo,a laminação de acabamento é seguida por resfriamento até850°C dentro de 30 segundos. Em temperaturas abaixo de850°C, a solução sólida contendo boro no aço permanececomo está mesmo após enrolamento, sem boro combinar comnitrogênio, desde que o resfriamento seja executado domodo usual sem manutenção de temperatura.
A invenção será descrita em mais detalhes comreferência aos exemplos seguintes, que não sãopretendidos a restringir o escopo da mesma.
Exemplo 1
Um aço da composição química mostrada na Tabela1 abaixo foi fundido em um tarugo por fusão com indução avácuo. O tarugo foi resfriado a uma taxa mostrada naTabela 1 e então forjado em uma haste quadrada de 115 mm.A haste foi laminada a quente era um arame de 5,5 mm dediâmetro. 0 arame foi adicionalmente estirado em um aramede 2,10-1,40 mm de diâmetro. 0 arame estirado foiaquecido a- 940°C para patentear em um leito fluidizadotal que a conversão em austenita ocorresse. 0 aramesofreu transformação isotérmica em perlita fina a 540°C,decapagem, deposição de bronze, e estiramento úmidofinal. Deste modo foi obtido um arame de aço de 0,2 mm dediâmetro.
0 arame de aço foi examinado quanto à quantidadede ferrita na camada superficial (S) indicada na fig. 1por meio de uma fotografia SEM (microscopia eletrônica devarredura) da estrutura. 0 arame de aço foi tambémexaminado quanto a fissura longitudinal (delaminação) porteste de torção com um espécimen de 40 mm de comprimento.A torção foi repetida 30 vezes ou até que o espécimensofresse fissura longitudinal. A amostra foi classificadacomo boa (O) se não foi quebrada por torção (30 vezes), ea amostra foi classificada como fraca (x) se ela partiupor torção (menos que 30 vezes) . O arame de aço foitestado quanto a resistência a tração. A haste parafabricação de arame laminado a quente (0,2 kg) teve suafase mãe dissolvida e o resíduo foi examinado quanto aodiâmetro máximo de partícula de TiN nele. AtrefHabilidade foi avaliada observando se o aramelaminado a quente (30 kg) é ou não completamente estiradoem arame (0,2 mm de diâmetro) sem ruptura. Os resultadosestão mostrados na Tabela 2. A amostra foi classificadacomo pobre (x) se se rompeu uma ou mais vezes. No caso deruptura infreqüente, o estiramento foi continuadodividindo arames partidos até que o diâmetro final fosseconseguido. No caso de ruptura freqüente, o estiramentofoi suspenso e o teste de torção não foi conduzido. ("Semteste" é indicado por na tabela.)<table>table see original document page 21</column></row><table><table>table see original document page 22</column></row><table><table>table see original document page 23</column></row><table><table>table see original document page 24</column></row><table>É notado a partir da Tabela 2 que aquelasamostras que têm a composição como especificado napresente invenção e que são resfriadas a uma taxa maiorque 5°C/s após fundição têm uma razão de área de ferritamenor que 0,40% (na camada superficial até umaprofundidade de 50 μιτι da superfície) , resistência maiorque 4000 MPa, boa trefHabilidade, e boa resistência afissura longitudinal.
Exemplo 2
Um aço da composição química mostrada na Tabela3 abaixo foi fundido em um tarugo por fusão com indução avácuo. O tarugo foi resfriado a uma taxa mostrada naTabela 3. O tarugo foi aquecido a 1150°C e então laminadoa quente tal que a temperatura de acabamento fosse1000°C. A laminação a quente foi seguida por resfriamentoao ar por 12 s de 1000°C a 850°C (a uma taxa deresfriamento de 12,5°C/s). Assim foi obtida uma hastepara fabricação de arame de 5,5 de diâmetro. Esta hastepara fabricação de arame foi estirada em um arame de 2,0-1,5 mm de diâmetro. Este arame subseqüentemente sofreupatenteamento em um leito fluidizado, decapagem, depo-sição de bronze, e estiramento úmido final. Assim foiobtido um arame de aço tendo o diâmetro final mostrado naTabela 4. (No caso de ruptura durante estiramento, odiâmetro do arame de aço obtido antes da ruptura é dado.)Incidentalmente, a haste para fabricação de arameresultante da laminação a quente foi examinada quanto aoteor de boro livre em solução sólida pelo procedimentocitado acima. Os resultados são mostrados na Tabela 3.
0 aço n° 27 na Tabela 3 foi processado em trêstipos de hastes para fabricação de arame (cada uma de 5,5mm de diâmetro) por laminação a quente sob as condiçõesseguintes. Laminação a quente foi seguida porresfriamento, com o tempo de resfriamento sendo ajustadopela quantidade de ar sendo soprado. Cada haste parafabricação de arame foi examinada quanto a quantidade deboro livre em solução sólida. As hastes para fabricaçãode arame foram estiradas em arames de aço que sãodesignados como as Amostras nos 34 a 36 na Tabela 4.Condições da laminação a quente:
Amostra n° 34
SRT: IlOO0C, FDT: 1000°C, T850: 40 s, B: 0,0002%
Amostra n° 35
SRT: 1030°C, FDT: 1000°C, T850: 18 s, B: 0,0020%
Amostra n° 36
SRT: 1000°C, FDT: 850°C, T850: 0 s, B: 0,000%(SRT significa temperatura de aquecimento, FDTsignifica temperatura de acabamento, e T850 significatempo requerido para resfriar até 850°C).
O arame de aço foi examinado quanto à quantidadede boro na solução pelo procedimento mencionado acima etambém quanto à quantidade de ferrita na camada superfi-cial (S) indicada na fig. 1 por meio de uma fotografiaSEM da estrutura. O arame de aço também foi examinadoquanto a fissura longitudinal (delaminação) pelo teste detorção com um espécimen de 4 0 mm de comprimento. A torçãofoi repetida 30 vezes ou até que o espécimen sofressefissura longitudinal. A amostra foi classificada como boa(O) se não se rompeu por torção (30 vezes), e a amostrafoi classificada como fraca (x) se se rompeu por torção(menos que 30 vezes). O arame de aço foi testado quantoa resistência à tração. Trefilabilidade foi avaliadaobservando se a haste para fabricação de arame (30 kg)laminada a quente é ou não completamente estirada emarame (0,2 mm de diâmetro) sem ruptura. Os resultadosestão mostrados na Tabela 4. A amostra foi classificadacomo fraca (x) se se rompeu uma ou mais vezes. No caso deruptura infreqüente, o estiramento foi continuadodividindo arames partidos até que o diâmetro final fosseconseguido. No caso de ruptura freqüente, estiramento foisuspenso e teste de torção não foi conduzido. ("semteste" é indicado por "-" na tabela). Incidentalmente amarca "-" indica "não medido" na coluna de boro livre naTabela 3 e nas colunas de TS e boro livre na Tabela 4.<table>table see original document page 27</column></row><table><table>table see original document page 28</column></row><table><table>table see original document page 29</column></row><table><table>table see original document page 30</column></row><table>É notado a partir da Tabela 4 que as Amostras nos 1a 18, que foram preparadas do aço para comparação, foram namaioria fracas em resistência à tração (menos que 4000 MPa) epropensas a ruptura durante estiramento. Apesar de algumasdelas terem sido estiradas até o diâmetro final, elassofreram fissura longitudinal no teste de torção. Também énotado que as Amostras nos 19 a 32, que foram preparadas doaço de acordo com a presente invenção, são capazes deestiramento satisfatoriamente mesmo em uma estiramento realmaior que 4,0 e exibirem uma resistência à tração mais alta(excedendo 4000 MPa) sem delaminação. Estas boas propriedadessão devidas à quantidade suficiente de boro livre em soluçãosólida que mantém baixa a quantidade de ferrita na camadasuperficial do arame de aço. (Ferrita provoca fissuralongitudinal a começar dela).
As Amostras nos 34 e 36 sofreram delaminação apesarde elas terem sido preparadas a partir do aço n° 27 de acordocom a presente invenção. A delaminação na Amostra n° 34 édevida a resfriamento inadequado a despeito de temperatura deacabamento adequada. (Tempo requerido para resfriar até 8500Cfoi mais longo que o especificado na invenção.) A delaminaçãona Amostra n° 36 é devida à quantidade insuficiente de borolivre. (Temperatura de acabamento foi menor que aquelaespecificada na invenção.) (Efeito da invenção) O arame de aço de alto carbonoda presente invenção é produzido tal que a razão de área deferrita seja menor que 0,4 0% na camada superficial até umaprofundidade de 50 μια da superfície. Isto implica que aquantidade de ferrita, que é responsável por fissuralongitudinal, seja mantida suficientemente baixa. Portanto, oarame de aço tem uma alta resistência e ainda é superior emresistência a fissura longitudinal. O produto de aço deacordo com a presente invenção pode ser prontamente produzidoem arame de aço de alto carbono tendo uma resistência alta eboa resistência a fissura longitudinal por redução na área epatenteamento do modo usual. O processo da presente invençãopermite produção fácil do produto de aço para oarame de aço mencionado acima.
Claims (6)
1. Arame de aço de alto carbono, caracterizadopelo fato de compreender: C (0,65-1,2% em peso), Si (0,1--2,0% em peso), Mn(0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050% empeso, B em solução sólida contabilizando para mais que-0,0003% em peso), Ti (menos que 0,030% em peso), N (menosque 0, 0050% em peso), e Fe, com as quantidades de B, Ti,e N satisfazendo a equação (1),-0,03 < B/(Ti/3,43 - N) < 5,0 (1)a fase principal sendo perlita, e a razão de área deferrita pró-eutetóide sendo menor que 0,40% na camadasuperficial até uma profundidade de 50 μιη da superfície.
2. Haste para fabricação de arame de aço dealto carbono, que tem a mesma composição como definida nareivindicação 1, caracterizado pelo fato de o diâmetromáximo de partícula de inclusão de TiN ser menor que 8,0μπκ
3. Processo para produzir uma haste parafabricação de arame de aço de alto carbono, caracterizadopelo fato de compreender fundir um aço tendo a mesmacomposição química como definida na reivindicação 1,resfriar o fundido a uma taxa maior que 5°C/s no períodode tempo a partir do início da fundição até o término dasolidificação, e laminar a quente o tarugo resultante.
4. Arame de aço de alto carbono, caracterizadopelo fato de compreender: C (0,65-1,2% em peso), Si (0,1--2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003-0,0050%em peso, B em solução sólida contabilizando para mais que-0,0003% em peso), N (menos que 0,0050% em peso), e Fe, oteor de Ti ser limitado a 0-0, 005% em peso, a faseprincipal ser perlita, e a razão de área de ferrita pró-eutetóide ser menor que 0,40% na camada superficial atéuma profundidade de 50 μιη da superfície.
5. Haste para fabricação de arame de aço dealto carbono, caracterizada pelo fato de compreender: C(0,65-1,2% em peso), Si (0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0%em peso), B (0,0003-0,0050% em peso, B em solução sólidacontabilizando para mais que 0,0003% em peso), N (menosque 0, 0050% em peso), e Fe, sendo que o teor de Ti serlimitado a 0-0,005% em peso.
6. Processo para produzir uma haste para umarame de aço de alto carbono, caracterizado pelo fato deo citado processo compreender fundir um aço cujoscomponentes essenciais são C (0,65-1,2% em peso), Si(0,1-2,0% em peso), Mn (0,2-2,0% em peso), B (0,0003--0,0050% em peso), N (menos que 0,0050% em peso), e Fe,com o teor de Ti sendo limitado a 0-0, 005% em peso,resfriar o fundido a uma taxa maior que 5°C/s no períodoa partir do início da fundição até o término dasolidificação, deste modo formando um tarugo, aquecer otarugo resultante e laminá-lo tal que a temperatura deacabamento seja 900-1100°C, e resfriar o produto laminadoa quente até 850°C dentro de 30 segundos, sendo que nahaste de arame B em solução sólida contabiliza para maisque 0,0003% em peso.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9827799 | 1999-04-06 | ||
| JP35690299A JP3435112B2 (ja) | 1999-04-06 | 1999-12-16 | 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| BR0001117A BR0001117A (pt) | 2001-07-24 |
| BR0001117B1 true BR0001117B1 (pt) | 2011-08-09 |
Family
ID=26439468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| BRPI0001117-7A BR0001117B1 (pt) | 1999-04-06 | 2000-04-03 | arame de aço de alto carbono, haste para fabricação de arame de aço de alto carbono e processo para produzir uma haste para fabricação de arame de aço de alto carbono. |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6322641B1 (pt) |
| JP (1) | JP3435112B2 (pt) |
| KR (1) | KR100347795B1 (pt) |
| BR (1) | BR0001117B1 (pt) |
| DE (1) | DE10017069B4 (pt) |
| FR (1) | FR2792002B1 (pt) |
Families Citing this family (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3737354B2 (ja) * | 2000-11-06 | 2006-01-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 捻回特性に優れた伸線加工用線材およびその製造方法 |
| US7074282B2 (en) * | 2000-12-20 | 2006-07-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel wire rod for hard drawn spring, drawn wire rod for hard drawn spring and hard drawn spring, and method for producing hard drawn spring |
| US6783609B2 (en) * | 2001-06-28 | 2004-08-31 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-carbon steel wire rod with superior drawability and method for production thereof |
| JP3954338B2 (ja) * | 2001-09-10 | 2007-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐ひずみ時効脆化特性および耐縦割れ性に優れる高強度鋼線およびその製造方法 |
| KR100554748B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 신선용 고강도 선재의 제조방법 |
| JP4248790B2 (ja) * | 2002-02-06 | 2009-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法 |
| KR20040083545A (ko) * | 2002-04-02 | 2004-10-02 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 피로강도 및 내 새그성이 우수한 경인발스프링용 강선 및경인발스프링 |
| JP4088220B2 (ja) * | 2002-09-26 | 2008-05-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材 |
| US6715331B1 (en) | 2002-12-18 | 2004-04-06 | The Goodyear Tire & Rubber Company | Drawing of steel wire |
| US6949149B2 (en) * | 2002-12-18 | 2005-09-27 | The Goodyear Tire & Rubber Company | High strength, high carbon steel wire |
| JP3983218B2 (ja) * | 2003-10-23 | 2007-09-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法 |
| JP2005206853A (ja) * | 2004-01-20 | 2005-08-04 | Kobe Steel Ltd | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法 |
| US7717976B2 (en) * | 2004-12-14 | 2010-05-18 | L&P Property Management Company | Method for making strain aging resistant steel |
| WO2007001054A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Nippon Steel Corporation | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
| US8864920B2 (en) * | 2005-06-29 | 2014-10-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength wire rod excellent in drawability and method of producing same |
| JP4369415B2 (ja) * | 2005-11-18 | 2009-11-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 酸洗い性に優れたばね用鋼線材 |
| CN101331244B (zh) | 2006-10-12 | 2011-04-13 | 新日本制铁株式会社 | 延性优良的高强度钢丝及其制造方法 |
| JP4310359B2 (ja) | 2006-10-31 | 2009-08-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労特性と伸線性に優れた硬引きばね用鋼線 |
| US8105698B2 (en) * | 2007-01-31 | 2012-01-31 | Nippon Steel Corporation | Plated steel wire for parallel wire strand (PWS) with excellent twist properties |
| JP5425744B2 (ja) * | 2010-10-29 | 2014-02-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 |
| CN104053807B (zh) * | 2012-01-20 | 2016-09-07 | 新日铁住金株式会社 | 轧制线材及其制造方法 |
| KR101316154B1 (ko) | 2012-02-29 | 2013-10-08 | 주식회사 포스코 | 전기전도성이 우수한 강심알루미늄연선용 고탄소 강선 및 그의 제조방법 |
| KR101406667B1 (ko) * | 2012-02-29 | 2014-06-11 | 주식회사 포스코 | 내구비가 우수한 고탄소 강선 및 이의 제조방법 |
| JP5796782B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2015-10-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 皮削り性に優れた高強度ばね用鋼線材および高強度ばね |
| FR2995250B1 (fr) * | 2012-09-07 | 2016-04-01 | Michelin & Cie | Fil d'acier a haute trefilabilite comprenant un taux de carbone en masse compris entre 0,6 % et 0,74 % bornes incluses |
| JP6237419B2 (ja) * | 2014-03-31 | 2017-11-29 | 新日鐵住金株式会社 | 極細ブラスめっき鋼線の製造方法 |
| US10329646B2 (en) | 2014-08-15 | 2019-06-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire for drawing |
| JP6330920B2 (ja) * | 2014-12-15 | 2018-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 線材 |
| KR101726129B1 (ko) * | 2016-03-03 | 2017-04-12 | 주식회사 포스코 | 연신율이 우수한 선재, 그를 이용한 강선 및 그들의 제조방법 |
| WO2018117157A1 (ja) * | 2016-12-20 | 2018-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | 線材 |
| CN110106446B (zh) * | 2019-06-24 | 2021-04-13 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种400MPa级含Ti热轧带肋钢筋及其生产工艺 |
| CN110438411A (zh) * | 2019-08-31 | 2019-11-12 | 武汉钢铁有限公司 | 一种免除再结晶退火工序的压扁钢丝用盘条及其生产方法 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4123296A (en) * | 1973-12-17 | 1978-10-31 | Kobe Steel, Ltd. | High strength steel rod of large gauge |
| US3900347A (en) * | 1974-08-27 | 1975-08-19 | Armco Steel Corp | Cold-drawn, straightened and stress relieved steel wire for prestressed concrete and method for production thereof |
| EP0218167B1 (en) * | 1985-09-30 | 1990-11-28 | Nippon Steel Corporation | High tensile strength drawn steel wire with improved ductility |
| JP2735647B2 (ja) * | 1988-12-28 | 1998-04-02 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度高延性鋼線材および高強度高延性極細鋼線の製造方法 |
| JPH07116552B2 (ja) * | 1990-12-11 | 1995-12-13 | 新日本製鐵株式会社 | ワイヤソー用ワイヤ及びその製造方法 |
| EP0493807B1 (en) | 1990-12-28 | 1996-01-31 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel cord for reinforcement of rubber articles, made from steel wires with high strength and high toughness, and process for manufacturing the same |
| JP2500786B2 (ja) | 1992-11-16 | 1996-05-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延鋼線材、極細鋼線および撚鋼線、並びに極細鋼線の製造法 |
| CA2098160A1 (en) * | 1993-04-12 | 1994-10-13 | Charles N.A. Tonteling | Process for producing patented steel wire |
| JP3387149B2 (ja) * | 1993-05-13 | 2003-03-17 | 住友金属工業株式会社 | 伸線強化高強度鋼線用線材およびその製造方法 |
| EP0708182B1 (en) * | 1994-03-28 | 2002-02-06 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel wire material of excellent fatigue characteristics and high-strength steel wire |
| US5462613A (en) * | 1994-06-07 | 1995-10-31 | Gs Technologies Corporation | Method and apparatus for producing steel rods with a desired tensile strength and model for simulating same |
| JPH08283867A (ja) * | 1995-04-15 | 1996-10-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 伸線用過共析鋼線材の製造方法 |
| JP3429155B2 (ja) | 1996-09-02 | 2003-07-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度高靭性鋼線及びその製造方法 |
| CA2209469A1 (en) * | 1996-09-16 | 1998-03-16 | The Goodyear Tire & Rubber Company | Process for producing patented steel wire |
| WO1999011836A1 (fr) * | 1997-08-28 | 1999-03-11 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Fil d'acier et procede de production de ce fil |
| JPH11315349A (ja) * | 1998-04-30 | 1999-11-16 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト |
-
1999
- 1999-12-16 JP JP35690299A patent/JP3435112B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2000
- 2000-03-07 US US09/520,657 patent/US6322641B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-21 KR KR1020000014265A patent/KR100347795B1/ko active IP Right Grant
- 2000-04-03 BR BRPI0001117-7A patent/BR0001117B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2000-04-04 FR FR0004293A patent/FR2792002B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 2000-04-06 DE DE10017069A patent/DE10017069B4/de not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2792002B1 (fr) | 2004-10-08 |
| JP2000355736A (ja) | 2000-12-26 |
| DE10017069A1 (de) | 2001-01-18 |
| JP3435112B2 (ja) | 2003-08-11 |
| FR2792002A1 (fr) | 2000-10-13 |
| KR100347795B1 (ko) | 2002-08-07 |
| US6322641B1 (en) | 2001-11-27 |
| KR20000071463A (ko) | 2000-11-25 |
| DE10017069B4 (de) | 2005-09-01 |
| BR0001117A (pt) | 2001-07-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| BR0001117B1 (pt) | arame de aço de alto carbono, haste para fabricação de arame de aço de alto carbono e processo para produzir uma haste para fabricação de arame de aço de alto carbono. | |
| KR101312211B1 (ko) | Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법 | |
| CN108431279A (zh) | 具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法 | |
| WO2015012357A1 (ja) | 高強度油井用鋼材および油井管 | |
| WO2001048258A1 (fr) | Produit en barre ou en fil a utiliser dans le forgeage a froid et procede de production de ce produit | |
| NO343350B1 (no) | Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner | |
| BR112018011831B1 (pt) | Tira de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e método de produção | |
| WO2001048257A1 (fr) | Produit en barre ou en fil a utiliser dans le forgeage a froid et procede de production de ce produit | |
| BR112021010529A2 (pt) | Aço laminado a quente, folha de aço laminada a quente, método de produção de um aço laminado a quente, uso de um aço e tubo sem emenda | |
| JPH04371549A (ja) | 高強度高靭性極細鋼線用線材、高強度高靭性極細鋼線、および該極細鋼線を用いた撚り製品、並びに該極細鋼線の製造方法 | |
| US10060015B2 (en) | Steel for high-strength bolts which has excellent delayed fracture resistance and bolt formability, and bolt | |
| JP4372364B2 (ja) | 遠心鋳造製熱間圧延用単層スリーブロール | |
| JP3733229B2 (ja) | 冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法 | |
| KR101428174B1 (ko) | 비틀림 특성이 우수한 강선 및 그 제조방법 | |
| JPS5877530A (ja) | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 | |
| US5650027A (en) | High-carbon steel wire rod and wire excellent in drawability and methods of producing the same | |
| JPH07228947A (ja) | 高強度低熱膨張合金 | |
| JP5124847B2 (ja) | 高炭素クロム軸受鋼鋼材の圧延方法 | |
| JP2984889B2 (ja) | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 | |
| JPS61284554A (ja) | 靭性の優れた非調質ボルト等用合金鋼及びそれを用いた非調質ボルト等用鋼材 | |
| US5658402A (en) | High-carbon steel wire rod and wire excellent in drawability and methods of producing the same | |
| KR100336852B1 (ko) | 신선용 고강도 과공석 선재의 제조 방법 | |
| JPH07211143A (ja) | 送電線用低熱膨張高強度芯線及びこれを用いた低弛度電線 | |
| KR100431847B1 (ko) | 페라이트 탈탄층을 이용한 고실리콘 첨가 중탄소 선재의제조방법 | |
| JP3978364B2 (ja) | 伸線性に優れた高強度鋼線材およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| B06A | Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette] | ||
| B06A | Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette] | ||
| B06A | Patent application procedure suspended [chapter 6.1 patent gazette] | ||
| B11B | Dismissal acc. art. 36, par 1 of ipl - no reply within 90 days to fullfil the necessary requirements | ||
| B11M | Decision cancelled [chapter 11.13 patent gazette] |
Free format text: REFERENTE A RPI 2066 DE 10/08/2010. |
|
| B09A | Decision: intention to grant [chapter 9.1 patent gazette] | ||
| B16A | Patent or certificate of addition of invention granted [chapter 16.1 patent gazette] |
Free format text: PRAZO DE VALIDADE: 10 (DEZ) ANOS CONTADOS A PARTIR DE 09/08/2011, OBSERVADAS AS CONDICOES LEGAIS. |
|
| B21A | Patent or certificate of addition expired [chapter 21.1 patent gazette] |
Free format text: PATENTE EXTINTA EM 09.08.2021 |