CN109072376A - 耐延迟断裂特性优异的钢丝 - Google Patents

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Abstract

一种钢丝，其化学组成以质量％计为C：0.60～1.1％、Si：0.05～1.5％、Mn：0.30～1.5％、P≤0.030％、S≤0.030％、Al：0.005～0.05％、N：0.001～0.006％、Cr：0～1.5％、Ti：0～0.02％、B：0～0.005％、余量：Fe及杂质，金相组织由珠光体形成，并且在与长度方向垂直的截面中，bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上，所述钢丝的线径为2.9mm以上，拉伸强度为2000MPa以上，即使在会发生局部腐蚀那样的环境中，耐延迟断裂特性也优异。因此，也能应用于土木·建筑结构物的大型化。

Description

耐延迟断裂特性优异的钢丝
技术领域
本发明涉及耐延迟断裂特性优异的钢丝。
背景技术
对珠光体组织进行拉丝加工而成的钢丝用于PC(预应力混凝土)钢丝、钢丝绳、桥梁用PWS(平行钢丝束，parallel wire strands)等。近年来，使用它们的土木·建筑结构物的大型化正在发展，另外，对其施工时的低成本化的强烈要求也正在增高。为了实现这样的强烈要求，必须进行钢丝的高强度化。
以往以来，已知PC钢丝等高碳钢丝与回火马氏体组织的材料相比耐延迟断裂特性优异。但是，特别是若变成2000MPa以上的高强度区域，则即使为高碳钢丝，耐延迟断裂特性也会降低，发生延迟断裂的危险性增加。
因此，以往以来，对考虑了延迟断裂的高强度的拉丝加工珠光体钢丝进行了研究。例如，专利文献1中公开了对赋予表层部的压缩残留应力量进行了限定的耐延迟断裂特性优异的PC钢丝，专利文献2中公开了具有将渗碳体微细地分断而成的显微组织的钢丝帘线用的高强度的钢丝材，专利文献3中公开了具有<110>织构的贝氏体PC钢棒。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-131797号公报
专利文献2：日本特开平11-269607号公报
专利文献3：日本特开平7-268545号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1中公开的PC钢丝确实耐延迟断裂特性优异。但是，也推测在发生局部腐蚀，从而与表面具有压缩残留的表面层相比，内侧成为应力集中部的情况下，不能得到充分的耐延迟断裂特性。
专利文献2中公开的高强度钢丝材的最终拉丝加工后的强度高，并且在扭转试验中不产生纵向裂纹，因此适合作为极细径的钢丝帘线用。但是，难以在大型的土木·建筑结构物中使用。
专利文献3中公开的PC钢棒由于含有的碳量少为0.1～0.4质量％，因此得不到拉伸强度为2000MPa以上这样的高强度。
本发明的目的在于，提供耐延迟断裂特性优异的钢丝(特别是即使在会发生局部腐蚀那样的环境中，耐延迟断裂特性也优异的钢丝)。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述问题而作出的，其主旨在于下述所示的耐延迟断裂特性优异的钢丝。
(1)一种耐延迟断裂特性优异的钢丝，其化学组成以质量％计为
C：0.60～1.1％、
Si：0.05～1.5％、
Mn：0.30～1.5％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005～0.05％、
N：0.001～0.006％、
Cr：0～1.5％、
Ti：0～0.02％、
B：0～0.005％、
余量：Fe及杂质，
金相组织由珠光体构成，并且在与长度方向垂直的截面中，bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上，
所述钢丝的线径为2.9mm以上。
(2)根据上述(1)所述的耐延迟断裂特性优异的钢丝，其中，前述化学组成以质量％计含有Cr：0.10～1.5％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的耐延迟断裂特性优异的钢丝，其中，前述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.003～0.02％、及
B：0.0005～0.005％中的1种以上。
发明的效果
根据本发明，能够得到拉伸强度为2000MPa以上的耐延迟断裂特性优异的钢丝。
附图说明
图1为使纵轴和横轴分别为延迟断裂强度比和拉伸强度来对实施例的试验结果进行整理而得到的图。
具体实施方式
本发明人等为了解决前述问题，详细地对拉丝加工应变量和耐延迟断裂特性进行了研究。其结果，得到下述重要的见解。
(a)对于金相组织由珠光体形成的钢丝，在与其长度方向垂直的截面中，bcc相的{110}晶面的取向度(以下有时简称为“{110}晶面的取向度”。)为0.95以上的情况下，耐延迟断裂特性显著提高。
(b)若对金相组织由珠光体形成的钢丝施加2.3以上的冷拉丝加工下的总真应变，则能够使bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上。
本发明使基于上述见解而完成的。以下，对本发明的各要件详细地进行说明。
(A)化学组成：
本发明的钢丝的化学组成的限定理由如下。以下的说明中，各元素的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.60～1.1％
C是对于确保拉丝加工珠光体钢丝的强度所必须的元素。C的含量小于0.60％时，即使保持在后述650～550℃这样适宜的温度范围，先共析铁素体量也会增大，因此得不到所需的强度(以拉伸强度计为2000MPa以上)。另一方面，若C的含量超过1.1％，则先共析渗碳体量增加，从而拉丝加工特性显著劣化，无法实施后述的总真应变为2.3以上这样的适宜的冷拉丝加工。因此，C的含量设为0.60～1.1％。C含量的优选的下限为0.80％，另外，优选的上限为1.0％。
Si：0.05～1.5％
Si具有通过固溶强化而提高强度的效果，是对获得强度有效的元素。Si的含量小于0.05％时，无法发挥前述效果。另一方面，若Si的含量过多，则会促进先共析铁素体的析出，并且拉丝加工下的极限加工度降低，无法实施后述的总真应变为2.3以上这样的适宜的冷拉丝加工。因此，Si的含量设为0.05～1.5％。Si含量的优选的下限为0.10％，另外，优选的上限为1.0％。
Mn：0.30～1.5％
Mn不仅是脱氧、脱硫所需要的，而且是对在珠光体相变处理中稳定地形成片层、得到2000MPa以上的拉伸强度所必须的元素。Mn的含量小于0.30％时，得不到上述的效果，另一方面，即使含有超过1.5％，也得不到与其量相称的效果。因此，Mn的含量设为0.30～1.5％。Mn含量的优选的下限为0.40％，另外，优选的上限为0.90％。
P：0.030％以下
P以杂质的形式而含有，在晶界偏析而使耐延迟断裂特性劣化。因此，P的含量设为0.030％以下。P的含量优选尽量低。
S：0.030％以下
S以杂质的形式而含有，在晶界偏析而使耐延迟断裂特性劣化。因此，S的含量设为0.030％以下。S的含量优选尽量低。
Al：0.005～0.05％
Al是作为脱氧剂有效的元素，另外，具有通过生成氮化物使奥氏体粒微粒化的效果。但是，Al的含量小于0.005％时，所述效果不充分，即使含有超过0.05％，效果也会饱和。因此，Al的含量设为0.005～0.05％。Al含量的优选的下限为0.02％，另外，优选的上限为0.04％。需要说明的是，本发明的Al含量是指以总Al计的含量。
N：0.001～0.006％
N具有通过生成Al的氮化物使奥氏体粒微粒化的效果。若N的含量小于0.001％，则该效果不充分，另一方面，若超过0.006％，则冷拉丝加工性降低。因此，N含量设为0.001～0.006％。N含量的优选的下限为0.002％，另外，优选的上限为0.005％。
Cr：0～1.5％
Cr是对将珠光体的片层间隔微细化、使强度提高有效的元素。因此，根据需要，可以含有Cr。但是，若Cr的含量过多，则相变结束时间变长，即使在保持为后述的650～550℃这样适宜的温度范围的情况下，也有珠光体相变未完成、产生马氏体的担心。因此，将含有的情况下的Cr含量的上限设为1.5％。Cr含量的上限优选为0.60％。需要说明的是，为了稳定地得到前述的效果，Cr含量的下限优选为0.10％。
Ti：0～0.02％
Ti为脱氧元素，具有将固溶N固定而提高拉丝加工性的效果。因此，根据需要，可以含有Ti。但是，若Ti的含量超过0.02％，则有时效果饱和，并且形成粗大的氧化物，使冷拉丝加工性劣化。因此，将含有的情况下的Ti含量的上限设为0.02％。需要说明的是，为了稳定地得到前述的效果，Ti含量的下限优选为0.003％。
B：0～0.005％
B具有抑制先共析铁素体的生成、提高珠光体相变后的拉伸强度的效果。因此，根据需要，可以含有B。但是，即使含有B超过0.005％，上述效果也会饱和。因此，将含有的情况下的B含量的上限设为0.005％。需要说明的是，为了稳定地得到前述的效果，B含量的下限优选为0.0005％。
本发明的钢丝中，余量为Fe及杂质。
此处“杂质”是指，工业上制造钢铁材料时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种要素而混入的成分，在不会对本发明造成不良影响的范围内是允许的。
(B)金相组织：
本发明的钢丝的金相组织由珠光体形成，并且在与长度方向垂直的截面中，bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上。因此，如后述的实施例所示，能够实现拉伸强度为2000MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性的兼顾。上述取向度的优选下限为0.97。另一方面，最终线径为2.9mm以上的钢丝的情况下，0.99左右为上述取向度的上限。需要说明的是，由珠光体形成的本发明的钢丝的金相组织中，对于先共析铁素体或先共析渗碳体以面积率计单独以5％以下的范围含有、或以合计5％以下的范围含有先共析铁素体和先共析渗碳体这两者即可。
对于bcc相的{110}晶面的取向度，在钢丝的与长度方向垂直的截面(与拉丝加工方向垂直的横截面)中，进行X射线衍射，求出各晶面的积分强度，通过下式算出。
F＝(P-P0)/(1-P0)
P＝ΣI(110)/ΣI(hkl)
需要说明的是，上述的2个式中，“F”为bcc相的{110}晶面的取向度，“I(110)”及“I(hkl)”为与拉丝加工方向垂直的横截面中的bcc相的(110)面及(hkl)面的积分强度，“P0”为未取向试样的值。在后述的实施例中，晶面采用(110)、(200)及(211)，另外，未取向试样的数据使用记载于粉末X射线衍射的数据库(PDF(粉末衍射文件，Powder DiffractionFile))中的强度的数值。
需要说明的是，本发明的钢丝的组织为珠光体。珠光体是指铁素体相与渗碳体相形成层状组织而成者。因此，bcc相的{110}晶面的取向度实质上是指构成珠光体的铁素体的{110}晶面的取向度。但是，如上所述，有时包含5％以下的微量的先共析铁素体。该情况下，无法将构成珠光体的铁素体的{110}晶面的取向度与先共析铁素体的{110}晶面的取向度分离而求出。因此，不以构成珠光体的铁素体的{110}晶面的取向度进行限定，而是以bcc相的{110}晶面的取向度进行限定。
(C)线径：
本发明的钢丝的线径(钢丝的最终线径)为2.9mm以上。这是因为，对于PC钢丝等，PC钢丝因混凝土的龟裂产生而腐蚀，特别是为线径小于2.9mm的细径的情况下，并非因为延迟断裂而是由于腐蚀导致断裂，使寿命变短。该线径优选为3.0mm以上。对线径没有特别限制，对于工业上的上限，7mm是妥当的。
(D)制造方法：
本发明的钢丝例如可以通过以下所示的方法适当地制造。需要说明的是，并不限于该方法。
将具有前述(A)项中所述的化学组成的低合金钢熔化后，通过铸造制成铸锭或铸坯。接着，对铸造的铸锭或铸坯实施热轧、热锻等热加工而制作钢坯，进而，对该钢坯进行轧制，精加工成截面为圆形的棒钢或线材。然后，可以根据需要通过适宜的方法对该棒钢或该线材进行拉丝加工而制成钢丝。对截面为圆形的该棒钢、该线材及该钢丝(以下，也统称为“圆钢材”。)依次实施以下叙述的工序(i)～工序(iv)的工序，制造本发明的耐延迟断裂特性优异的钢丝。需要说明的是，可以在工序(iv)之后进行工序(v)的时效处理。
工序(i)：在850～1050℃进行5～30分钟加热而奥氏体化的工序
奥氏体化温度小于850℃时，有时奥氏体化不充分。另一方面，若奥氏体化温度超过1050℃，则有时引起奥氏体粒的粗大化，拉丝加工性降低，无法实施工序(iv)的总真应变为2.3以上这样的冷拉丝加工。因此，将奥氏体化温度设为850～1050℃。奥氏体化温度的下限优选设为900℃。从奥氏体粒的微粒化的观点出发，奥氏体化温度的优选的上限为1000℃，更优选的上限为950℃。需要说明的是，上述的奥氏体化温度是指圆钢材的表面的温度。
即使为上述的温度区域，有时在奥氏体化时间小于5分钟时，奥氏体化也不充分，若超过30分钟，则仅使加热成本增加。因此，将奥氏体化时间设为5～30分钟。奥氏体化时间的优选的下限为10分钟，另外，优选的上限为20分钟。
工序(ii)：以1℃/秒以上的冷却速度冷却至650～550℃的温度范围，在该温度范围保持1～30分钟的工序
将冷却速度设为1℃/秒以上，将工序(i)中进行了奥氏体化的圆钢材骤冷至650～550℃的温度范围，在该温度范围保持1～30分钟，将金相组织制成微细的珠光体。在奥氏体化后的冷却速度小于1℃/秒的情况下，在达到上述保持温度范围之前，珠光体相变开始，变成粗大的珠光体组织，因此有时在冷拉丝加工时产生裂纹。进而，也存在如下情况：在上述温度范围下的保持所带来的珠光体相变的开始前，先共析铁素体析出、或先共析渗碳体析出，从而无法实现拉伸强度为2000MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性的兼顾。需要说明的是，奥氏体化后的冷却速度的上限在工业上为200℃/秒左右。
有时即使为上述1℃/秒以上的冷却速度，在冷却的温度超过650℃的情况下，珠光体块尺寸变大，有时无法实施工序(iv)的总真应变为2.3以上这样的冷拉丝加工。另一方面，冷却的温度小于550℃时，有时珠光体相变的完成时间变长，将会产生马氏体。
另外，在上述650～550℃的温度范围下的保持时间小于1分钟时，有时由于圆钢材的尺寸和/或含有元素的影响，珠光体相变未完成，另一方面，超过30分钟的长时间的保持时，制造成本会增高。保持时间的优选的下限为3分钟，另外，优选的上限为10分钟。
工序(ii)中的冷却速度是指圆钢材的表面的平均冷却速度。另外，冷却及保持的温度范围是指例如盐浴、铅浴等热传导良好的等温相变处理设备的设定温度。
工序(iii)：冷却至室温的工序
结束上述工序(ii)的处理后，将圆钢材冷却至室温。对此时的冷却速度没有特别限制。
工序(iv)：实施总真应变为2.3以上的冷拉丝加工，制成最终线径为2.9mm以上的钢丝的工序
对具有前述(A)项中所述的化学组成、且依次实施了上述工序(i)～工序(iii)的工序的圆钢材进行冷拉丝加工。特别是通过使冷拉丝加工带来的总真应变为2.3以上，能够具有拉伸强度为2000MPa以上的高强度，能够使bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上。因此，将冷拉丝加工带来的总真应变设为2.3以上。冷拉丝加工的总真应变的优选的下限为2.5，另外，优选的上限为3.0。总真应变为2.3以上时，对冷拉丝加工的次数没有特别限定，可以为1次，也可以为多次。但是，工序(iv)中的冷拉丝加工必须不对工序(iii)中冷却至室温的圆钢材进行软化处理地实施。需要说明的是，总真应变ε是用下式求出的值。
ε＝ln(A0/Af)
其中，“A0”及“Af”分别是指冷拉丝加工前的圆钢材的截面积及最终冷拉丝加工后的钢丝的截面积。
需要说明的是，根据需要，可以在冷拉丝加工前对冷却至室温的圆钢材进行基于酸洗等的去除氧化皮处理。需要说明的是，优选在上述圆钢材的冷拉丝加工时通过适宜的方法进行润滑处理。
工序(v)：在200～450℃进行10秒～30分钟加热而进行时效处理的工序
上述冷拉丝加工后，为了去除残留应变，可以对钢丝在200～450℃进行10秒～30分钟加热而实施时效处理。这是因为，时效处理的加热温度小于200℃时，不能充分获得其效果，若超过450℃，则拉伸强度会大幅降低。进而，在上述200～450℃的温度区域中的保持时间小于10秒时，不能充分获得其效果，即使保持超过30分钟，其效果也会饱和从而仅会导致制造成本的上升。上述的时效处理温度是指钢丝的表面的温度。需要说明的是，时效处理中的冷却优选为大气中的放冷。
以下，通过实施例更具体地对本发明进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。
[实施例]
对将具有表1所示化学组成的钢A～R熔化并注入铸模而得到的铸锭加热至1250℃，通过热锻制成直径20mm的圆钢材(线材)。
表1中的钢A～L及钢N～R为化学组成处于本发明中规定的范围内的钢。另一方面，钢M为化学组成脱离本发明中规定的条件的钢。
[表1]
将如上所述那样操作而得到的直径20mm的线材(圆钢材)在室温的盐酸中进行酸洗，进行磷酸盐覆膜处理后，进行预备拉丝加工，制成表2所示的直径的钢丝(圆钢材)。
接着，将进行预备拉丝加工而得到的上述各钢丝在表2所示的温度下加热10分钟而进行奥氏体化，然后在表2所示温度的铅浴中保持1分钟而进行相变处理。此时，在钢丝上安装热电偶，测定冷却速度。从钢丝的加热温度到相变温度(铅浴温度)的冷却速度为7～60℃/秒。需要说明的是，相变处理后进行水冷。
然后将冷却后的钢丝在室温的盐酸中进行酸洗，进行磷酸盐覆膜处理后，在表2所示的条件下进行冷拉丝加工直至最终线径而在途中不实施软化处理。对一部分钢丝，拉丝加工后进而进行在表2所示温度下在大气中加热5分钟并进行放冷这样的“时效处理”。
[表2]
使用上述最终线径的各钢丝，进行以下所示的各种调查。
〈1〉珠光体的面积率：
对于最终线径的各钢丝，对与长度方向垂直的截面进行镜面研磨后，用苦味酸乙醇溶液(picral)进行蚀刻，用扫描型显微镜以5000倍在截面的(1/4)D(其中，“D”表示钢丝的直径。)的位置中对任意8个视场进行观察并拍摄照片，目视确定珠光体部分并对其进行图像解析，求出金相组织中的珠光体的面积率。
〈2〉拉伸特性：
依据JIS Z 2241(2011)从最终线径的各钢丝采取9B号的拉伸试验片，在室温的大气中进行拉伸试验，求出拉伸强度。
〈3〉耐延迟断裂特性：
对在上述〈2〉的调查中获得1700MPa以上的拉伸强度的试验编号，使用在最终线径的各钢丝设置有深度0.5mm、角度60°、切口底半径0.1mm的切口的试验片，按照下述的方法对耐延迟断裂特性进行调查。
在室温下、在3质量％食盐水中对Ag/AgCl电极进行了-1.2V的极化而成的环境中，对上述试验片负荷恒定载荷应力后，立即开始充氢(hydrogen charge)，实施最大200小时的试验。需要说明的是，使在上述环境中的恒定载荷负荷应力进行各种变化，求出不断裂的最大负荷应力(T1)。同样地，在室温的大气中，使用上述设置有切口的试验片，进行拉伸试验，求出在大气中的断裂应力(T2)，将T1除以T2所得的值作为延迟断裂强度比。需要说明的是，延迟断裂强度比越接近1，耐延迟断裂特性越良好。
〈4〉bcc相的{110}晶面的取向度：
对在上述〈2〉的调查中获得1700MPa以上的拉伸强度的试验编号，对最终线径的各钢丝，利用前述(B)项中所述的方法，算出金相组织中的bcc相的{110}晶面的取向度(F)。
将上述的各调查结果一起示于表2。进而，在图1中，使纵轴和横轴分别为延迟断裂强度比和拉伸强度，将各钢丝的耐延迟断裂特性进行比较而示出。
根据表2及图1可明确，本发明例的试验编号1～25与比较例的试验编号26～29相比，拉伸强度和耐延迟断裂特性这两者优异。
比较例的试验编号26～28的情况下，使用的钢A及钢B的化学组成均处于本发明中规定的范围内，但bcc相的{110}晶面的取向度小为0.76～0.92，脱离了本发明中规定的条件，因此与本发明例相比，拉伸强度和耐延迟断裂特性这两者差。
比较例的试验编号29由于使用的钢M的C含量少为0.38％，脱离了本发明中规定的条件，因此拉伸强度仅为1458MPa，与本发明例相比非常差。
产业上的可利用性
本发明的耐延迟断裂特性优异的钢丝的拉伸强度为2000MPa以上，即使在会发生局部腐蚀那样的环境中，耐延迟断裂特性也优异，因此也可以应用于土木·建筑结构物的大型化。因此，本发明的产业上的贡献非常显著。

Claims (3)

1.一种耐延迟断裂特性优异的钢丝，其化学组成以质量％计为
C：0.60～1.1％、
Si：0.05～1.5％、
Mn：0.30～1.5％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Al：0.005～0.05％、
N：0.001～0.006％、
Cr：0～1.5％、
Ti：0～0.02％、
B：0～0.005％、
余量：Fe及杂质，
金相组织由珠光体构成，并且在与长度方向垂直的截面中，bcc相的{110}晶面的取向度为0.95以上，
所述钢丝的线径为2.9mm以上。
2.根据权利要求1所述的耐延迟断裂特性优异的钢丝，其中，所述化学组成以质量％计含有Cr：0.10～1.5％。
3.根据权利要求1或2所述的耐延迟断裂特性优异的钢丝，其中，所述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.003～0.02％、及
B：0.0005～0.005％中的1种以上。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102355675B1 (ko) * 2019-07-12 2022-01-27 주식회사 포스코 고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001234286A (ja) * 2000-02-24 2001-08-28 Nippon Steel Corp 伸線加工性に優れた細径高炭素低合金鋼熱間圧延線材とその製造方法
CN1526032A (zh) * 2002-05-08 2004-09-01 新日本制铁株式会社 延韧性·刚性模量优良的高强度不锈钢钢丝及其制造方法
JPWO2008093466A1 (ja) * 2007-01-31 2010-05-20 新日本製鐵株式会社 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3327567B2 (ja) * 1991-10-04 2002-09-24 新日本製鐵株式会社 高強度高延性ビードワイヤの製造方法
JPH07179994A (ja) * 1993-12-22 1995-07-18 Kobe Steel Ltd 高強度高靭延性過共析鋼線及びその製法
JP3348188B2 (ja) 1994-03-29 2002-11-20 新日本製鐵株式会社 高強度ｐｃ鋼棒及びその製造方法
JP3277878B2 (ja) 1998-03-26 2002-04-22 住友金属工業株式会社 伸線強化型高強度鋼線材およびその製造方法
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
JP4146205B2 (ja) 2002-10-10 2008-09-10 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性の良好なｐｃ鋼線およびその製造方法ならびにｐｃ撚り線
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
WO2011055746A1 (ja) * 2009-11-05 2011-05-12 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高炭素鋼線材
KR101382659B1 (ko) * 2010-01-25 2014-04-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 선재, 강선 및 선재의 제조 방법
JP5945196B2 (ja) * 2012-09-11 2016-07-05 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼線用線材
JP6059569B2 (ja) * 2013-03-15 2017-01-11 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性及び被削性に優れた鋼材の製造方法
JP6180351B2 (ja) * 2013-03-28 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001234286A (ja) * 2000-02-24 2001-08-28 Nippon Steel Corp 伸線加工性に優れた細径高炭素低合金鋼熱間圧延線材とその製造方法
CN1526032A (zh) * 2002-05-08 2004-09-01 新日本制铁株式会社 延韧性·刚性模量优良的高强度不锈钢钢丝及其制造方法
JPWO2008093466A1 (ja) * 2007-01-31 2010-05-20 新日本製鐵株式会社 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法

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