CN105324503A - 高碳钢线材及其制造方法 - Google Patents

高碳钢线材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105324503A
CN105324503A CN201480035272.3A CN201480035272A CN105324503A CN 105324503 A CN105324503 A CN 105324503A CN 201480035272 A CN201480035272 A CN 201480035272A CN 105324503 A CN105324503 A CN 105324503A
Authority
CN
China
Prior art keywords
wire rod
carbon steel
steel wire
pearlitic
wire
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201480035272.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105324503B (zh
Inventor
小此木真
平上大辅
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN105324503A publication Critical patent/CN105324503A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105324503B publication Critical patent/CN105324503B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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

Abstract

该高碳钢线材含有规定的化学成分，剩余部分包含Fe及杂质；在与长度方向垂直的截面中，珠光体的面积率为95％以上，剩余部分为含有贝氏体、伪珠光体、先共析铁素体、先共析渗碳体中的1种以上的非珠光体组织；上述珠光体的平均块粒径为15μm～35μm，块粒径为50μm以上的上述珠光体的面积率为20％以下；在从表面至深度1mm为止的区域中，上述珠光体中的片层间距为150nm以下的区域为20％以下。

Description

高碳钢线材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于作为汽车的子午线轮胎、各种产业用带或软管的增强材料使用的钢帘线、进而锯线等用途的拉丝加工性优异的高碳钢线材及其制造方法。
本申请基于2013年6月24日在日本申请的特愿2013-131959号及2013年6月24日在日本申请的特愿2013-131961号而主张优先权，将其内容援引于此。
背景技术
作为汽车的子午线轮胎、各种带、软管的增强材料使用的钢帘线用钢线、或者锯线用的钢线一般以热轧后调整冷却而得到的线径、即直径为4～6mm的线材作为原材料。将该线材通过1次拉丝加工而制成直径为3～4mm的钢线。接着，对钢线进行中间铅浴淬火处理，进一步通过2次拉丝加工，使钢线的直径变成1～2mm。之后，对钢线进行最终铅浴淬火处理，接着，实施镀黄铜。然后，通过最终湿式拉丝加工，制成直径为0.15～0.40mm的钢线。将这样操作而得到的高碳钢线进一步通过绞捻加工多根绞合而制成钢绞线，由此来制造钢帘线。
近年来，从降低钢线的制造成本的目的出发，省略上述的中间铅浴淬火，由调整冷却后的线材直接拉丝成最终铅浴淬火处理后的线径即1～2mm为止的例子变多。因此，对于调整冷却后的线材，要求从线材开始的直接拉丝特性、所谓的生拉性，对于线材的高延展性及高加工性的要求变得极大。
例如如专利文献1～5中记载的那样，改善进行过铅浴淬火处理的线材的拉丝加工性的方法迄今为止进行了许多提议。
例如，专利文献1中公开了一种高碳线材，其中，具有以面积率计为95％以上的珠光体组织，将该珠光体组织中的平均球团直径设为30μm以下，将平均片层间距设为100nm以上。此外，专利文献4中公开了添加有B的高强度线材。
但是，即使通过这些现有技术，也得不到伴随拉丝速度的高速化或拉丝加工度的增大而产生的断线的降低、对拉丝时的加工成本产生影响的那种程度的拉丝加工性的改善效果。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-082434号公报
专利文献2：日本特开2005-206853号公报
专利文献3：日本特开2006-200039号公报
专利文献4：日本特开2007-131944号公报
专利文献5：日本特开2012-126954号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明鉴于现有技术的现状，目的是在高的生产率下成品率良好且廉价地提供适合于钢帘线或锯线等用途的拉丝加工性优异的高碳钢线材及其制造方法。
用于解决问题的手段
为了提高高碳钢线材的拉丝加工性，降低线材的抗拉强度、和将珠光体组织的珠光体块细粒化而提高线材的延展性是有效的。
通常，以珠光体组织为主体的高碳钢线材的抗拉强度和延展性依赖于珠光体相变温度。
珠光体组织是渗碳体和铁素体以层状排列而成的组织，其层间距即片层间距对抗拉强度产生很大影响。此外，珠光体组织的片层间距取决于由奥氏体相变为珠光体时的相变温度。在珠光体相变温度高的情况下，珠光体组织的片层间距大，线材的抗拉强度变低。另一方面，在珠光体相变温度低的情况下，珠光体组织的片层间距小，线材的抗拉强度变高。
此外，线材的延展性受到珠光体组织中的珠光体块的粒径(珠光体块粒径)的影响。此外，该珠光体块粒径也与片层间距同样地受到珠光体相变温度的影响。例如，在珠光体相变温度高的情况下，珠光体块粒径大，延展性变低。另一方面，在珠光体相变温度低的情况下，珠光体块小，延展性也提高。
即，在珠光体相变温度高的情况下，线材的抗拉强度及延展性低。另一方面，若珠光体相变温度变低，则线材的抗拉强度及延展性变高。对于线材的拉丝加工性的提高，降低线材的抗拉强度、提高延展性是有效的。然而，如上所述，不论是相变温度高的情况、还是低的情况下，线材的抗拉强度与延展性的兼顾均是困难的。
本发明人为了解决上述课题，对线材的组织和机械特性对拉丝加工性造成的影响进行了详细调查，其结果发现了以下的见解。
以下，将线材的从表面朝向中心至深度1mm以下为止的区域设为第1表层部，将线材的从表面朝向中心至深度30μm以下为止的区域设为第2表层部。
(a)为了降低断线频率，将第1表层部及第2表层部的组织制成以珠光体组织为主体的组织是有效的。若在第2表层部中存在先共析铁素体组织或伪珠光体组织、贝氏体组织等软质组织，则在拉丝加工时变形集中而成为龟裂的发生起点。因此，为了提高拉丝加工性，抑制这些软质组织是有效的。
(b)为了降低断线频率，将线材的截面中的珠光体块的平均块粒径设为15μm～35μm是有效的。此外，若块粒径超过50μm的粗大的珠光体块的面积率超过20％，则断线的频率变高。
(c)增大第1表层部的珠光体组织中的片层间距对于提高线材的拉丝加工性是有效的。此外，在第1表层部中，通过将片层间距为150nm以下的区域设为20％以下，断线的频率降低。
(d)将线材的抗拉强度设为760×Ceq.+325MPa以下对于提高线材的拉丝加工性是有效的。
(e)降低线材的抗拉强度的不均对于提高线材的拉丝加工性是有效的。特别是通过将线材的抗拉强度的标准偏差设为20MPa以下，断线频率降低。
(f)不使线材的第1及第2表层部的硬度软化对于降低断线频率是有效的。若通过脱碳或减碳等而第1及第2表层部发生软化，则在对线材进行拉丝加工应变超过3.5那样的强加工时，断线的发生频率变高。特别是若第2表层部中的维氏硬度变得低于HV280，则断线的频率变高。
本发明是基于上述见解而进行的，其主旨如下。
(1)本发明的一方式所述的高碳钢线材以质量％计含有C：0.60％～1.20％、Si：0.10％～1.5％、Mn：0.10％～1.0％、P：0.001％～0.012％、S：0.001％～0.010％、Al：0.0001％～0.010％、N：0.0010％～0.0050％作为化学成分，剩余部分包含Fe及杂质；在与长度方向垂直的截面中，珠光体的面积率为95％以上，剩余部分为包含贝氏体、伪珠光体、先共析铁素体、先共析渗碳体中的1种以上的非珠光体组织；上述珠光体的平均块粒径为15μm～35μm，块粒径为50μm以上的上述珠光体的面积率为20％以下；在从表面至深度1mm为止的区域中，上述珠光体中的片层间距为150nm以下的区域为20％以下，以C(％)、Si(％)及Mn(％)分别作为C、Si、Mn的以单位为质量％计的含量，通过式A求出Ceq.时，上述高碳钢线材的抗拉强度为760×Ceq.+325MPa以下，并且，上述抗拉强度的标准偏差为20MPa以下。
Ceq.＝C(％)+Si(％)/24+Mn(％)/6式A
(2)根据上述(1)所述的高碳钢线材，其中，作为上述化学成分，以质量％计也可以含有C：0.70％～1.10％，并且，在上述高碳钢线材的从表面至深度30μm为止的区域中，上述珠光体的面积率为90％以上，剩余部分也可以为包含上述贝氏体、上述伪珠光体、上述先共析铁素体中的1种以上的上述非珠光体组织，并且，在上述高碳钢线材的距离表面为深度30μm的位置处，维氏硬度的平均值也可以为HV280～HV330。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高碳钢线材，其中，作为上述化学成分，以质量％计也可以进一步含有选自由B：0.0001％～0.0015％、Cr：0.10％～0.50％、Ni：0.10％～0.50％、V：0.05％～0.50％、Cu：0.10％～0.20％、Mo：0.10％～0.20％、Nb：0.05％～0.10％组成的组中的1种或2种以上。
(4)本发明的其它方式所述的高碳钢线材的制造方法，其中，对于化学成分以质量％计含有C：0.60％～1.20％、Si：0.1％～1.5％、Mn：0.1％～1.0％、P：0.001％～0.012％、S：0.001％～0.010％、Al：0.0001％～0.010％、N：0.0010％～0.0050％、且剩余部分包含Fe及杂质的钢坯，加热至950℃～1130℃后，进行热轧而制成线材，将上述线材在700℃～900℃下卷取，将上述线材以15℃/秒～40℃/秒的1次冷却速度进行1次冷却至630℃～660℃，将上述线材在660℃～630℃下滞留15秒～70秒钟，将上述线材以5℃/秒～30℃/秒的2次冷却速度进行2次冷却至25℃～300℃。
(5)根据上述(4)所述的高碳钢线材的制造方法，其中，在上述1次冷却中，钢线圈内的最大冷速部与最小冷速部的上述1次冷却速度的差也可以为10℃/秒以下。
发明效果
根据上述(1)～(5)的各方式，能够廉价地提供拉丝加工性优异的高碳钢线材。
附图说明
图1是表示高碳钢线材的与长度方向垂直的截面中的第2表层部的图。
图2是表示高碳钢线材的与长度方向垂直的截面中的第1表层部、1/2D部及1/4D部的图。
具体实施方式
首先，对本实施方式中的高碳钢线材的化学成分的限定理由进行说明。另外，以下的说明中的％是指质量％。
C：0.60％～1.20％
C是对于提高线材的强度所必须的元素。
在C含量低于0.60％的情况下，稳定地对最终制品赋予强度是困难的，同时在奥氏体晶界中促进先共析铁素体的析出，变得难以得到均匀的珠光体组织。
因此，将C含量的下限设为0.60％。为了得到更均匀的珠光体组织，C含量优选为0.70％以上。
另一方面，若C含量超过1.20％，则不仅在奥氏体晶界中生成网状的先共析渗碳体而在拉丝加工时变得容易发生断线，而且最终拉丝后的高碳钢线的韧性、延展性显著劣化。
因此，将C含量的上限设为1.20％。为了更可靠地防止线材的韧性、延展性的劣化，C含量优选为1.10％以下。
Si：0.10％～1.5％
Si是对于提高线材的强度所必须的元素。
进而，是作为脱氧剂有用的元素，以不含有Al的线材作为对象时也是必须的元素。
Si含量低于0.10％时，脱氧作用过少。因此，将Si含量的下限设为0.10％。
另一方面，若Si含量超过1.5％，则在过共析钢中，促进先共析铁素体的析出。进而，拉丝加工中的极限加工度降低。此外，利用机械除鳞即MD的拉丝加工变得困难。因此，将Si含量的上限设为1.5％。
Mn：0.10％～1.0％
Mn也与Si同样是作为脱氧剂所必须的元素。
此外，对于提高淬火性、提高线材的强度也是有效的。进而，Mn具有将钢中的S作为MnS固定而防止热脆化的效果。
Mn含量低于0.10％时难以得到上述的效果。因此，将Mn含量的下限设为0.10％。
另一方面，Mn是容易偏析的元素。若Mn含量超过1.0％，则特别是由于在线材的中心部中Mn发生偏析，在该偏析部中生成马氏体或贝氏体，所以拉丝加工性降低。因此，将Mn含量的上限设为1.0％。
线材中的Si含量与Mn含量的合计量优选为0.61％以上。
其合计量低于0.61％时，有时无法适宜地得到上述脱氧效果、热脆化防止效果。此外，为了更加得到作为脱氧剂的效果，Si含量与Mn含量的合计量更优选为0.64％以上，进一步优选为0.67％以上。
另一方面，若Si含量与Mn含量的合计量超过2.3％，则有时Mn或Si的向钢线的中心部的偏析变得显著。因此，Si含量与Mn含量的合计量优选为2.3％以下。为了使拉丝加工处于更适宜的状态，Si含量与Mn含量的合计量更优选为2.0％以下，进一步优选为1.7％以下。
P：0.001％～0.012％
P是在晶界中偏析而使线材的韧性降低的元素。
若P含量超过0.012％，则线材的延展性显著劣化。因此，将P含量的上限设为0.012％。另外，考虑现状的精炼技术和制造成本，P含量的下限设为0.001％。
S：0.001％～0.010％
S与Mn形成硫化物MnS而防止热脆化。
若S含量超过0.010％，则线材的延展性显著劣化。因此，将S含量的上限设为0.010％。另外，考虑现状的精炼技术和制造成本，S含量的下限设为0.001％。
Al：0.0001％～0.010％
Al是生成硬质非变形的氧化铝系非金属夹杂物而使线材的延展性劣化的元素。因此，将Al含量的上限设为0.010％。另外，考虑现状的精炼技术和制造成本，Al含量的下限设为0.0001％。
N：0.0010％～0.0050％
N是作为固溶N促进拉丝中的时效、并使拉丝加工性劣化的元素。因此，将N含量的上限设为0.0050％。另外，考虑现状的精炼技术和制造成本，N含量的下限设为0.0010％。
线材中的Al含量与N含量的合计量优选为0.007％以下。若其合计量超过0.007％，则有时因金属夹杂物的生成而线材的延展性发生劣化。此外，若考虑现状的冶炼技术和制造成本，则Al含量与N含量的合计量的下限优选为0.003％。
以上的元素是本实施方式中的高碳钢线材的基本成分，除上述元素以外的剩余部分为Fe及杂质。然而，除了该基本成分以外，代替剩余部分的Fe的一部分，在本实施方式中的高碳钢线材中，为了提高强度、韧性、延展性等线材的机械特性，也可以在后述的范围内含有B、Cr、Ni、V、Cu、Mo、Nb中的1种或2种以上的元素。
B：0.0001％～0.0015％
B以固溶状态存在于奥氏体中时，在晶界中浓化而抑制铁素体、伪珠光体、贝氏体等非珠光体析出的生成并提高拉丝加工性。因此，优选含有0.0001％以上。另一方面，若超过0.0015％而含有，则生成粗大的Fe23(CB)6等硼碳化物，线材的拉丝加工性劣化。因此，优选将B含量的上限设为0.0015％。
Cr：0.10％～0.50％
Cr是对于将珠光体的片层间距微细化、提高线材的强度或拉丝加工性等有效的元素。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.10％以上。另一方面，若Cr含量超过0.50％，则至珠光体相变结束为止的时间变长，有可能在线材中产生马氏体或贝氏体等过冷组织。进而，机械除鳞性也变差。因此，优选将Cr含量的上限设为0.50％。
Ni：0.10～0.50％
Ni不怎么有助于线材的强度上升，但是是提高高碳钢线材的韧性的元素。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.10％以上。另一方面，若超过0.50％而含有Ni，则至珠光体相变结束为止的时间变长。因此，优选将Ni含量的上限设为0.50％。
V：0.05％～0.50％
V通过在铁素体中形成微细的碳氮化物，从而防止加热时的奥氏体粒的粗大化，提高线材的延展性。此外，也有助于热轧后的强度上升。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.05％以上。但是，若超过0.50％而含有V，则碳氮化物的形成量变得过多，并且，碳氮化物的粒径也变大。因此，优选将V含量的上限设为0.50％。
Cu：0.10％～0.20％
Cu具有提高高碳钢线的耐蚀性的效果。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.10％以上。但是，若超过0.20％而含有Cu，则与S反应而在晶界中偏析CuS，在线材的制造工序中，在钢锭或线材等中产生瑕疵。为了防止这样的不良影响，优选将Cu含量的上限设为0.20％。
Mo：0.10％～0.20％
Mo具有提高高碳钢线的耐蚀性的效果。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.10％以上。另一方面，若超过0.20％而含有Mo，则至珠光体相变结束为止的时间变长。因此，优选将Mo含量的上限设为0.20％。
Nb：0.05％～0.10％
Nb具有提高高碳钢线的耐蚀性的效果。为了有效地发挥这种作用，优选含有0.05％以上。另一方面，若超过0.10％而含有Nb，则至珠光体相变结束为止的时间变长。因此，优选将Nb含量的上限设为0.10％。
接着，对本实施方式所述的高碳钢线材的组织和机械特性进行说明。
在以珠光体组织作为主要组织的本实施方式所述的高碳钢线材中，若与长度方向垂直的截面中的先共析铁素体或贝氏体、伪珠光体、先共析渗碳体等非珠光体组织的面积率超过5％，则在拉丝加工时变得容易产生龟裂，拉丝加工性劣化。因此，将珠光体组织的面积率设为95％以上。
所谓本实施方式所述的高碳钢线材的非珠光体面积率，设D为线径时，表示第1表层部、1/2D部、1/4D部各自中的非珠光体的面积率的平均面积率，所谓珠光体面积率，表示第1表层部、1/2D部、1/4D部各自中的珠光体的面积率的平均面积率。
非珠光体面积率的测定通过以下的方法进行较佳。即，对高碳钢线材的C截面、即与长度方向垂直的截面进行树脂埋入后，进行氧化铝研磨，利用饱和苦味酸乙醇溶液进行腐蚀，实施SEM观察。以下，将线材的从表面朝向中心至1mm以下为止的范围设为第1表层部。设D为线径时，SEM观察中的观察区域设为第1表层部、1/4D部、1/2D部。然后，在各区域中，以3000倍率每隔45°地对8处拍摄50μm×40μm的面积的照片。然后，通过图像解析测定作为非珠光体组织的以粒状分散有渗碳体的伪珠光体部、板状渗碳体以比周围粗3倍以上的片层间距分散的贝氏体部、沿着原奥氏体晶界析出的先共析铁素体部、及先共析渗碳体部各自的面积率。然后，将所测定的非珠光体组织各自的面积率合计，作为非珠光体面积率。珠光体组织的面积率通过从100％减去非珠光体面积率而求出。
在本实施方式所述的高碳钢线材中，将从表面朝向中心至深度30μm为止的区域作为第2表层部。在第2表层部中，若先共析铁素体和贝氏体、伪珠光体等非珠光体组织的面积率超过10％，则线材的表层部的强度变得不均匀，在拉丝加工时在线材的表层中变得容易产生龟裂，有时拉丝加工性发生劣化。因此，在第2表层部中，优选将珠光体组织的面积率设为90％以上。除珠光体组织以外的剩余部分优选设为包含贝氏体、伪珠光体、先共析铁素体中的1种以上的非珠光体组织。更优选为由选自贝氏体、伪珠光体、先共析铁素体中的1种以上构成的非珠光体组织。
为了测定第2表层部的非珠光体组织的面积率，对高碳钢线材的C截面进行树脂埋入后，进行氧化铝研磨，利用饱和苦味酸乙醇溶液进行腐蚀，实施SEM观察。在SEM的观察中，对第2表层部以2000倍倍率在C截面中每隔中心角45°地对8处进行照片拍摄。然后，通过图像解析测定作为非珠光体组织的以粒状分散有渗碳体的伪珠光体部、板状渗碳体以比周围粗3倍以上的片层间距分散的贝氏体部、沿着原奥氏体晶界析出的先共析铁素体部的各面积率。然后，将所测定的非珠光体组织各自的面积率合计，作为非珠光体面积率。珠光体组织的面积率通过从100％减去非珠光体面积率而求出。
珠光体块为大致球状。珠光体块为铁素体的晶体方位视为相同的区域，平均块粒径越是变得微细，线材的延展性越发提高。若平均块粒径超过35μm，则线材的延展性降低，在拉丝加工时变得容易发生断线。另一方面，若将平均块粒径设为低于15μm，则由于抗拉强度上升，在拉丝加工时变形阻力变大，所以加工成本增加。此外，若块粒径为50μm以上的珠光体块的面积率超过20％，则在拉丝加工时断线频率增加。另外，所谓块粒径是面积与珠光体块所占的面积相同的圆的直径。
珠光体块的块粒径通过下面的方法得到。将线材的C截面埋入到树脂中后，进行切断研磨。然后，在C截面中心部中，对800μm×800μm的区域利用EBSD进行解析。将该区域中的方位差达到9°以上的界面作为珠光体块的界面。然后，将由该界面包围的区域作为一个珠光体块进行解析。将该珠光体块的当量圆直径的平均值作为平均块粒径。
在第1表层部中，若珠光体组织的片层间距为150nm以下的区域的面积率超过20％，则在拉丝加工时变得容易发生断线。另外，珠光体组织的片层间距可以通过下面那样的方法求出。首先，将线材的C截面用苦味酸乙醇溶液蚀刻，使珠光体组织现出。接着，在第1表层部中，对C截面中的每隔中心角45°的8处，使用FE-SEM，以10000倍的倍率进行照片摄影。然后，在片层的方向一致的各群体中，由相对于2μm的线段垂直交叉的片层数，求出各群体中的片层间距。这样，在观察视野中，通过图像解析求出片层间距为150nm以下的区域的面积率。
若线材的从表面朝向中心为深度30μm的位置处的维氏硬度的平均值变得低于HV280，则有时在拉丝加工时断线的发生频率变高。因此，优选将该位置处的表层硬度、即维氏硬度的下限设为HV280。另一方面，若维氏硬度超过HV330，则因冲模的磨损而拉丝加工性劣化，所以优选将上限设为HV330。
另外，表层硬度、即维氏硬度是使用显微维氏硬度计，在线材的C截面的从表面朝向中心为深度30μm的位置处，每隔中心角45°地测定8处。
若线材的抗拉强度超过760×Ceq.+325MPa，则在拉丝加工时变形阻力变大。其结果是，线材的拉丝加工性劣化。另外，Ceq.通过下述式(1)而得到。此外，若抗拉强度的标准偏差超过20MPa，则拉丝加工中的断线的发生频率变高。
Ceq.＝C(％)+Si(％)/24+Mn(％)/6式(1)
用于求出线材的抗拉强度的拉伸试验依据JISZ2241来进行。从线材的长度方向连续地采集16个9B号试验片，求出抗拉强度。以它们的平均值来评价抗拉强度。
抗拉强度的标准偏差由16个试验片的抗拉强度的数据求出。
接着，对本实施方式所述的高碳钢线材的制造方法进行说明。
在本实施方式中，对包含上述的化学成分的钢坯，加热至950℃～1130℃进行热轧而制成线材，将上述线材在700℃～900℃下卷取，卷取后，以15℃/秒～40℃/秒的1次冷却速度进行1次冷却至630℃～660℃，之后，在660℃～630℃的温度域中滞留15秒～70秒钟，之后以5℃/秒～30℃/秒的2次冷却速度进行2次冷却至25℃～300℃。本实施方式所述的高碳钢线材可以通过上述的方法来制造。另外，1次冷却中的钢线圈内的最大冷速部、即1次冷却速度最快的区域与最小冷速部、即1次冷却速度最慢的区域的1次冷却速度的差优选为10℃/秒以下。通过该制造方法，线材轧制后的冷却过程中的再升温变得不需要，能够廉价地制造高碳钢线材。
钢坯的加热温度低于950℃时，热轧时的变形阻力变大而阻碍生产率。此外，若加热温度超过1130℃，则珠光体的平均块粒径变大，或者通过脱碳而第2表层部的非珠光体面积率变大，导致拉丝加工性降低。
若卷取温度低于700℃，则机械除鳞中的氧化皮剥离性劣化。此外，若卷取温度高于900℃，则珠光体的平均块粒径变大，拉丝加工性降低。
若1次冷却速度低于15℃/秒，则平均块粒径超过35μm。此外，若1次冷却速度超过40℃/秒，则因过冷却而温度控制变得困难，强度的不均变大。
滞留的温度域若超过660℃，则珠光体的平均块粒径变大，拉丝加工性劣化。低于630℃时，线材的强度变高，拉丝加工性劣化。此外，滞留时间低于15秒时，片层间距为150nm以下的区域超过20％。若滞留时间超过70秒，则通过滞留而得到的效果饱和。
若2次冷却速度低于5℃/秒，则机械除鳞中的氧化皮剥离劣化。此外，若2次冷却速度超过30℃/秒，则效果饱和。
另外，若1次冷却中的最大冷速部与最小冷速部的1次冷却速度的差超过10℃/秒，则有时强度变得不均匀，所以不优选。
实施例
接着，列举出本发明的实施例，对本发明的技术内容进行说明。然而，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的条件例，本发明并不限定于该条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨，且可达成本发明的目的，则可以采用各种条件。
(实施例1)
将具有表1所示的化学成分的钢的钢坯加热后，通过热轧制成直径为5.5mm的线材，在规定的温度下卷取后，通过斯太尔摩设备进行冷却。
使用冷却后的线材，进行线材的C截面的组织观察及拉伸试验。关于拉丝加工性，准备10根将线材的氧化皮通过酸洗而除去后通过磷化处理而赋予了磷酸锌皮膜的长度为4m的线材，使用接近角为10度的冲模，进行每1道次的断面收缩率为16％～20％的单头式拉丝。然后，求出拉丝断裂的极限的真应变的平均值。
表2中示出制造条件、组织及机械特性。表2中的“滞留时间”表示660℃～630℃的温度域中的滞留时间。表2中，实施例No.2、4、6、11、14、16不满足本发明的权利要求。实施例No.2、实施例No.11、实施例No.14在第1表层部中，片层间距为150nm以下的区域超过20％。并且，抗拉强度超过本发明的优选范围。分别与同一钢种的发明例即实施例No.1、实施例No.10、实施例No.13相比较，成为比较例的实施例的拉丝断线的应变变低。此外，实施例No.4、实施例No.16珠光体的平均块粒径超过本发明的上限，并且块粒径为50μm以上的珠光体块的面积率超过20％。分别与同一钢种的发明例即实施例No.3、实施例No.15相比较，这些比较例拉丝断线的应变变低。此外，实施例No.6的抗拉强度的标准偏差超过本发明的优选范围。与同一钢种的发明例即实施例No.5相比较，拉丝断线的应变变低。
(实施例2)
将具有表3所示的化学成分的钢的钢坯加热后，通过热轧制成直径为5.5mm的线材，在规定的温度下卷取后，通过斯太尔摩设备进行冷却。
使用冷却后的线材，进行线材的C截面的组织观察及拉伸试验。关于拉丝加工性，准备10根将线材的氧化皮通过酸洗而除去后通过磷化处理而赋予了磷酸锌皮膜的长度为4m的线材，使用接近角为10度的冲模，将每1道次的断面收缩率设为16％～20％而进行单头式拉丝。然后，求出拉丝断裂的极限的真应变的平均值。
表4中示出制造条件、组织及机械特性。表4中的“滞留时间”表示660℃～630℃的温度域中的滞留时间。第2表层部的珠光体组织的面积率是线材的从表面朝向中心至深度30μm为止的区域中的珠光体组织的面积率。第2表层部的维氏硬度是线材的从表面朝向中心为深度30μm的位置处的维氏硬度。表4中，实施例No.19、22、24、26、30、32不满足本发明的优选范围。实施例No.19、实施例No.22、实施例No.26、实施例No.30的第2表层部的珠光体组织的面积率低于本发明的优选范围。进而，第2表层部的维氏硬度的平均值低于本发明的优选范围。分别与同一钢种的发明例即实施例No.18、实施例No.21、实施例No.25、实施例No.12相比较，成为比较例的实施例拉丝断线的应变变低。此外，实施例No.29的第2表层部的维氏硬度的平均值低于本发明的优选范围。与同一钢种的发明例即实施例No.31相比较，获知拉丝断线的应变变低。此外，实施例No.24是抗拉强度的标准偏差超过本发明的优选范围的例子。与同一钢种的发明例即实施例No.23相比较拉丝断线的应变变低。
产业上的可利用性
根据本发明，能够在高的生产率下以良好的成品率廉价地提供适合于钢帘线或锯线等用途的拉丝加工性优异的高强度的高碳钢线材及其制造方法。因而，本发明在线材制造产业中充分具有产业上的可利用性。
符号的说明
1：第2表层部
2：第1表层部
3：1/2D部
4：1/4D部

Claims (5)

1.一种高碳钢线材，其特征在于，作为化学成分，以质量％计含有
C：0.60％～1.20％、
Si：0.10％～1.5％、
Mn：0.10％～1.0％、
P：0.001％～0.012％、
S：0.001％～0.010％、
Al：0.0001％～0.010％、
N：0.0010％～0.0050％，
剩余部分包含Fe及杂质；
在与长度方向垂直的截面中，珠光体的面积率为95％以上，剩余部分为包含贝氏体、伪珠光体、先共析铁素体、先共析渗碳体中的1种以上的非珠光体组织；
所述珠光体的平均块粒径为15μm～35μm，块粒径为50μm以上的所述珠光体的面积率为20％以下；
在从表面至深度1mm为止的区域中，所述珠光体中的片层间距为150nm以下的区域为20％以下；
设C(％)、Si(％)及Mn(％)分别为C、Si、Mn的以单位为质量％计的含量，通过下述式(1)求出Ceq.时，抗拉强度为760×Ceq.+325MPa以下，并且，所述抗拉强度的标准偏差为20MPa以下，
Ceq.＝C(％)+Si(％)/24+Mn(％)/6式(1)。
2.根据权利要求1所述的高碳钢线材，其特征在于，作为所述化学成分，以质量％计含有C：0.70％～1.10％，
并且，在所述高碳钢线材的从表面至深度30μm为止的区域中，所述珠光体的面积率为90％以上，剩余部分为包含所述贝氏体、所述伪珠光体、所述先共析铁素体中的1种以上的所述非珠光体组织，
并且，在所述高碳钢线材的距离表面为深度30μm的位置处，维氏硬度的平均值为HV280～HV330。
3.根据权利要求1或根据权利要求2所述的高碳钢线材，其特征在于，作为所述化学成分，以质量％计进一步含有选自由B：0.0001％～0.0015％、Cr：0.10％～0.50％、Ni：0.10％～0.50％、V：0.05％～0.50％、Cu：0.10％～0.20％、Mo：0.10％～0.20％、Nb：0.05％～0.10％组成的组中的1种或2种以上。
4.一种高碳钢线材的制造方法，其特征在于，对于化学成分以质量％计含有C：0.60％～1.20％、Si：0.1％～1.5％、Mn：0.1％～1.0％、P：0.001％～0.012％、S：0.001％～0.010％、Al：0.0001％～0.010％、N：0.0010％～0.0050％、且剩余部分包含Fe及杂质的钢坯，加热至950℃～1130℃后，进行热轧而制成线材；
将所述线材在700℃～900℃下卷取；
将所述线材以15℃/秒～40℃/秒的1次冷却速度进行1次冷却至630℃～660℃；
将所述线材在660℃～630℃下滞留15秒～70秒钟；
将所述线材以5℃/秒～30℃/秒的2次冷却速度进行2次冷却至25℃～300℃。
5.根据权利要求4所述的高碳钢线材的制造方法，其特征在于，在所述1次冷却中，钢线圈内的最大冷速部与最小冷速部的所述1次冷却速度的差为10℃/秒以下。
CN201480035272.3A 2013-06-24 2014-06-23 高碳钢线材及其制造方法 Active CN105324503B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013131961 2013-06-24
JP2013-131959 2013-06-24
JP2013131959 2013-06-24
JP2013-131961 2013-06-24
PCT/JP2014/066532 WO2014208492A1 (ja) 2013-06-24 2014-06-23 高炭素鋼線材及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105324503A true CN105324503A (zh) 2016-02-10
CN105324503B CN105324503B (zh) 2017-03-15

Family

ID=52141827

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480035272.3A Active CN105324503B (zh) 2013-06-24 2014-06-23 高碳钢线材及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10174399B2 (zh)
EP (1) EP3015563B1 (zh)
JP (1) JP5939359B2 (zh)
KR (1) KR101728272B1 (zh)
CN (1) CN105324503B (zh)
ES (1) ES2688208T3 (zh)
WO (1) WO2014208492A1 (zh)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108300938A (zh) * 2018-01-19 2018-07-20 天津荣程联合钢铁集团有限公司 一种轧制线材钢及其加工方法
CN108763637A (zh) * 2018-04-19 2018-11-06 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热轧线材抗拉强度的计算与预判方法
CN108823490A (zh) * 2018-06-01 2018-11-16 张家港保税区恒隆钢管有限公司 一种汽车横向稳定杆无缝钢管
CN109963957A (zh) * 2016-10-11 2019-07-02 日本制铁株式会社 钢线材及钢线材的制造方法
WO2020113606A1 (zh) * 2018-12-03 2020-06-11 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种钢帘线及其制造方法及具有此钢帘线的轮胎
CN112267069A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 2100MPa级镀锌钢丝用盘条及其制造方法
CN113699438A (zh) * 2021-07-20 2021-11-26 武汉钢铁有限公司 一种86级低成本帘线钢及其制备工艺
CN113840935A (zh) * 2019-05-17 2021-12-24 胡斯华纳有限公司 用于锯切装置的钢
CN114752858A (zh) * 2022-04-24 2022-07-15 广东韶钢松山股份有限公司 一种不含马氏体组织的合金手工具钢盘条及制备方法和手工具钢
CN114807767A (zh) * 2022-05-06 2022-07-29 鞍钢股份有限公司 一种具有双重复相组织的高碳钢盘条及其制造方法
CN115637380A (zh) * 2022-09-28 2023-01-24 首钢集团有限公司 一种低裂纹敏感性金属冷切锯用热轧带钢及其制备方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5521885B2 (ja) 2010-08-17 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 高強度かつ耐水素脆化特性に優れた機械部品用鋼線、および機械部品とその製造方法
KR101599163B1 (ko) 2011-08-26 2016-03-02 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법
EP3144404A4 (en) 2014-04-24 2018-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Filament for high strength steel cord
CN106460110B (zh) * 2014-04-24 2019-01-01 新日铁住金株式会社 高强度钢帘线用线材
JP6501036B2 (ja) * 2016-03-28 2019-04-17 日本製鉄株式会社 鋼線
JP6838873B2 (ja) * 2016-07-04 2021-03-03 株式会社神戸製鋼所 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法
CN109563577A (zh) * 2016-07-29 2019-04-02 新日铁住金株式会社 高强度钢线
KR101839238B1 (ko) * 2016-11-10 2018-03-15 주식회사 포스코 연성이 우수한 고탄소 선재 및 이의 제조방법
KR20180072442A (ko) * 2016-12-21 2018-06-29 주식회사 포스코 고강도 고내식 강선 및 이의 제조방법
EP3647446A4 (en) * 2017-06-30 2021-02-17 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL WIRE
KR101987670B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-27 주식회사 포스코 내부 재질이 균일한 고탄소 선재 및 그 제조 방법
KR102075219B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-07 주식회사 포스코 재질편차가 저감된 고탄소강 선재의 제조방법
KR102222579B1 (ko) * 2018-12-10 2021-03-05 주식회사 포스코 내응력부식성이 우수한 pc 강선용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
KR102355675B1 (ko) * 2019-07-12 2022-01-27 주식회사 포스코 고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
CN115637387B (zh) * 2022-11-02 2023-12-01 广东中南钢铁股份有限公司 无网状碳化物弹簧钢线材制造方法及产品

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004137597A (ja) * 2002-09-26 2004-05-13 Kobe Steel Ltd 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
CN1745187A (zh) * 2003-01-27 2006-03-08 新日本制铁株式会社 高强度、高韧性高碳钢线材及其制造方法
CN1840729A (zh) * 2005-03-30 2006-10-04 株式会社神户制钢所 可拉丝性优良的高碳钢丝线材及其制造方法
JP2008007856A (ja) * 2006-06-01 2008-01-17 Nippon Steel Corp 高延性の直接パテンティング線材の製造方法
CN102216482A (zh) * 2009-11-05 2011-10-12 新日本制铁株式会社 加工性优良的高碳钢线材
JP2012126955A (ja) * 2010-12-15 2012-07-05 Kobe Steel Ltd 乾式伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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
JP3136751B2 (ja) 1992-04-20 2001-02-19 松下電器産業株式会社 燃焼機等の制御装置
JP3153618B2 (ja) * 1992-04-21 2001-04-09 新日本製鐵株式会社 過共析鋼線材の製造方法
JP3681712B2 (ja) 2001-06-28 2005-08-10 株式会社神戸製鋼所 伸線性に優れた高炭素鋼線材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
JP4621133B2 (ja) 2004-12-22 2011-01-26 株式会社神戸製鋼所 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製法
JP5162875B2 (ja) 2005-10-12 2013-03-13 新日鐵住金株式会社 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
JP5233281B2 (ja) * 2006-10-12 2013-07-10 新日鐵住金株式会社 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法
JP5241178B2 (ja) * 2007-09-05 2013-07-17 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP5553384B2 (ja) * 2010-04-12 2014-07-16 株式会社ブリヂストン 高炭素鋼線材の製造方法
JP5503515B2 (ja) 2010-12-15 2014-05-28 株式会社神戸製鋼所 乾式伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法
WO2012124679A1 (ja) * 2011-03-14 2012-09-20 新日本製鐵株式会社 鋼線材及びその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004137597A (ja) * 2002-09-26 2004-05-13 Kobe Steel Ltd 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
CN1745187A (zh) * 2003-01-27 2006-03-08 新日本制铁株式会社 高强度、高韧性高碳钢线材及其制造方法
CN1840729A (zh) * 2005-03-30 2006-10-04 株式会社神户制钢所 可拉丝性优良的高碳钢丝线材及其制造方法
JP2008007856A (ja) * 2006-06-01 2008-01-17 Nippon Steel Corp 高延性の直接パテンティング線材の製造方法
CN102216482A (zh) * 2009-11-05 2011-10-12 新日本制铁株式会社 加工性优良的高碳钢线材
JP2012126955A (ja) * 2010-12-15 2012-07-05 Kobe Steel Ltd 乾式伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109963957A (zh) * 2016-10-11 2019-07-02 日本制铁株式会社 钢线材及钢线材的制造方法
CN108300938A (zh) * 2018-01-19 2018-07-20 天津荣程联合钢铁集团有限公司 一种轧制线材钢及其加工方法
CN108763637A (zh) * 2018-04-19 2018-11-06 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热轧线材抗拉强度的计算与预判方法
CN108763637B (zh) * 2018-04-19 2022-06-03 张家港联峰钢铁研究所有限公司 一种热轧线材抗拉强度的计算与预判方法
CN108823490A (zh) * 2018-06-01 2018-11-16 张家港保税区恒隆钢管有限公司 一种汽车横向稳定杆无缝钢管
WO2020113606A1 (zh) * 2018-12-03 2020-06-11 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种钢帘线及其制造方法及具有此钢帘线的轮胎
CN113840935B (zh) * 2019-05-17 2022-10-18 胡斯华纳有限公司 用于锯切装置的钢
CN113840935A (zh) * 2019-05-17 2021-12-24 胡斯华纳有限公司 用于锯切装置的钢
CN112267069A (zh) * 2020-09-30 2021-01-26 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 2100MPa级镀锌钢丝用盘条及其制造方法
CN113699438A (zh) * 2021-07-20 2021-11-26 武汉钢铁有限公司 一种86级低成本帘线钢及其制备工艺
CN114752858A (zh) * 2022-04-24 2022-07-15 广东韶钢松山股份有限公司 一种不含马氏体组织的合金手工具钢盘条及制备方法和手工具钢
CN114807767A (zh) * 2022-05-06 2022-07-29 鞍钢股份有限公司 一种具有双重复相组织的高碳钢盘条及其制造方法
CN114807767B (zh) * 2022-05-06 2023-01-13 鞍钢股份有限公司 一种具有双重复相组织的高碳钢盘条及其制造方法
CN115637380A (zh) * 2022-09-28 2023-01-24 首钢集团有限公司 一种低裂纹敏感性金属冷切锯用热轧带钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3015563B1 (en) 2018-08-01
CN105324503B (zh) 2017-03-15
WO2014208492A1 (ja) 2014-12-31
KR101728272B1 (ko) 2017-04-18
EP3015563A1 (en) 2016-05-04
EP3015563A4 (en) 2017-03-08
JP5939359B2 (ja) 2016-06-22
JPWO2014208492A1 (ja) 2017-02-23
US20160145712A1 (en) 2016-05-26
KR20160009659A (ko) 2016-01-26
US10174399B2 (en) 2019-01-08
ES2688208T3 (es) 2018-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105324503A (zh) 高碳钢线材及其制造方法
JP5162875B2 (ja) 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
JP5233281B2 (ja) 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法
KR101655006B1 (ko) 강선재 또는 막대강
CN103003461B (zh) 拉丝性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法和高强度弹簧
WO2011089782A1 (ja) 線材、鋼線、及び線材の製造方法
WO2011092905A1 (ja) 線材、鋼線及びそれらの製造方法
CN107429349A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN106574343B (zh) 拉丝加工性优异的高碳钢线材
KR20140135264A (ko) 냉간 단조성이 우수한 강선재 또는 봉강
CN108138285B (zh) 拉丝加工用钢丝材
JP2007131945A (ja) 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法
JP5796781B2 (ja) ばね加工性に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法、並びに高強度ばね
KR20170002541A (ko) 강선
JP2008208450A (ja) 強度延性バランスに優れた高強度極細鋼線の製造方法
JP3536684B2 (ja) 伸線加工性に優れた鋼線材
CN106715744A (zh) 电阻焊钢管用钢带和电阻焊钢管以及电阻焊钢管用钢带的制造方法
JP2000345294A (ja) 鋼線材、極細鋼線及び撚鋼線
JP4976985B2 (ja) 低温ねじれ特性に優れた線材・棒鋼の製造方法
JP2000080442A (ja) 鋼線材、極細鋼線及び撚鋼線
JP2009120907A (ja) 低温ねじれ特性に優れた鋼線およびその製造方法
CN105378128B (zh) 加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法
CN117867382A (zh) 一种高碳钢盘条及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder