FI78929B - FOERFARANDE FOER FRAMSTAELLNING AV STAOLTRAOD OCH -STAENGER AV MYCKET HOEG HAOLLFASTHET OCH MYCKET HOEG TAENJBARHET. - Google Patents
FOERFARANDE FOER FRAMSTAELLNING AV STAOLTRAOD OCH -STAENGER AV MYCKET HOEG HAOLLFASTHET OCH MYCKET HOEG TAENJBARHET. Download PDFInfo
- Publication number
- FI78929B FI78929B FI842931A FI842931A FI78929B FI 78929 B FI78929 B FI 78929B FI 842931 A FI842931 A FI 842931A FI 842931 A FI842931 A FI 842931A FI 78929 B FI78929 B FI 78929B
- Authority
- FI
- Finland
- Prior art keywords
- composition
- steel
- ferrite
- volume
- weight
- Prior art date
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
-
- 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
-
- 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
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
Description
1 789291 78929
Prosessi erittäin lujan, erittäin venyvän teräslangan ja -tankojen valmistamiseksi Tämä keksintö kohdistuu prosessiin erittäin lujan, 5 erittäin venyvien, vähähiilisten teräslankojen, ja -tankojen valmistamiseksi vetämällä kylmänä kaksifaasiterästä.The present invention relates to a process for producing high-strength, high-stretch, low-carbon, low-carbon steel wires and bars by cold-drawing two-phase steel.
Tässä käsite "kaksifaasiteräkset" tarkoittaa luokkaa teräksiä, joita käsitellään jatkuvalla lämpökäsittelyllä, päästöllä kammiouunissa tai tavanomaisella kuuma-10 valssauksella, jotta saataisiin ferriittimatriisi, johon on dispergoitu toinen faasi, kuten martensiitti, bainiitti ja/tai austeniittijäämä. Toinen faasi säädetään olemaan luja, sitkeä ja deformoitava faasi, toisin kuin kova, ei-deformoituva karbidifaasi, joka esiintyy perliittisissä 15 tangoissa ja langoissa. Sen tulee olla sopivasti disper-goitunut ja riittävässä tilavuusfraktiossa, s.o. suuremmassa kuin 10 %, jotta se lisäisi huomattavasti lujuutta lämpökäsitellyn kaltaisessa tilassa ja jotta työstökarke-neminen langan vedon aikana lisääntyisi. Kaksifaasimikro-20 struktuurin kehittämiseen voidaan käyttää erilaisia lämpö-käsittelytapoja, ja morfologia riippuu käytetystä nimenomaisesta lämpökäsittelystä. Suosittu lämpökäsittely on välikarkaisumenetelmä; s.o. austenisoida ja karkaista 100 % martensiittiin ennen lämpökäsittelyä kaksifaasisessa a 25 + Y -kentässä ja karkaisua ferriittiseen martensiittiraken- teeseen.As used herein, the term "biphasic steels" refers to a class of steels that are treated by continuous heat treatment, discharge in a chamber furnace, or conventional hot-rolling to form a ferrite matrix in which a second phase is dispersed, such as martensite, bainite, and / or austenitic residue. The second phase is adjusted to be a strong, tough and deformable phase, unlike the hard, non-deformable carbide phase present in perlite rods and yarns. It must be suitably dispersed and in a sufficient volume fraction, i.e. greater than 10% to significantly increase the strength in a heat-treated state and to increase machining hardening during wire drawing. Various heat treatment methods can be used to develop the structure of the two-phase micro-20, and the morphology depends on the specific heat treatment used. A popular heat treatment is the intermediate hardening method; i.e. austenitize and harden to 100% martensite before heat treatment in a biphasic α 25 + Y field and hardening to a ferritic martensite structure.
Teräslankaa käytetään moniin tarkoituksiin, kuten kaapeleiden, ketjujen ja jousien valmistukseen. Sitä käytetään myös teräsvöiden ja pallelankojen valmistamiseen 30 autonrenkaita varten, ja monisäikeiset sähköjohdot sisältävät terässäikeitä johdon vetolujuuden parantamiseksi. Näissä sovellutuksissa halkaisija-alue on 0,127 mm:stä yli 6,35 mm:iin lujuusvaatimusten ollessa 1724 N/mm2:sta jopa 2758 N/mm2:een pienemmillä halkaisijoilla. Kaikissa näissä 35 sovellutuksissa on tärkeätä käyttää teräslankaa, jolla on 2 78929 suuri lujuus ja hyvä venyvyys vaadituilla halkaisijoilla.Steel wire is used for many purposes such as making cables, chains and springs. It is also used to make steel belts and bobbin wires for 30 car tires, and multi-strand electric wires include steel wires to improve the tensile strength of the wire. In these applications, the diameter range is from 0.127 mm to more than 6.35 mm with strength requirements from 1724 N / mm2 up to 2758 N / mm2 for smaller diameters. In all of these 35 applications, it is important to use steel wire with 2 78929 high strength and good elongation at the required diameters.
Vanhin ja tavallisin tapa erittäin lujan ja erittäin venyvän langan valmistamiseksi on patentoida, ts. hehkuttaa koostumukseltaan lähes eutektistä perliittistä 5 terästä ja jäähdyttää se sulassa metallissa. Tämä prosessi on kuitenkin monimutkainen ja kallis. Tämän patentointi-menetelmän varjopuolena on lisäksi sen luonteenominainen rajoitus valmistettavien lankojen maksimihalkaisijassa annetulla lujuustasolla.The oldest and most common way to make a very strong and very stretchy wire is to patent, i.e. to anneal almost eutectic perlite steel 5 and cool it in molten metal. However, this process is complex and expensive. A further disadvantage of this patenting method is its characteristic limitation at the given strength level in the maximum diameter of the yarns to be manufactured.
10 On olemassa tarve teräslangoille ja -tangoille, joiden vetolujuus ja venyvyys ovat suuremmat kuin tunnetuilla menetelmillä valmistettujen lankojen ja tankojen, samoin kuin taloudellisemmalle menetelmälle erittäin lujien teräslankojen ja -tankojen valmistamiseksi.10 There is a need for steel wires and bars with higher tensile strength and elongation than those produced by known methods, as well as for a more economical method for producing high-strength steel wires and bars.
15 Keksinnön mukainen menetelmä korvaa tavanomaisen langanvalmistusmenetelmän, jossa patentoidaan perliitti-nen teräs, prosessilla, jossa koostumukseltaan suhteellisen yksinkertainen metalliseos vedetään kylmänä langaksi tai tangoiksi yhdellä ainoalla monijakso-operaatiolla, 20 s.o. ilman välihehkutusta tai -patentointilämpökäsittelyä. Patentointilämpökäsittelyn eliminoimisen erittäin lujan teräslangan valmistuksesta tulisi alentaa erittäin lujan teräslangan valmistuskustannuksia, erityisesti nykyisen polttoainetilanteen valossa. Kylmävetoprosessi edellyttää 25 vähän seostettua teräskoostumusta, jonka mikrorakenne ja morfologia tarjoavat korkean alkulujuuden, hyvän venyvyy-den, nopean työstökarkenemisen ja hyvän kylmätyöstettävyy-den. Teräs täytyy voida vetää kylmänä, ilman välihehkutuk-sia tai -patentointilämpökäsittelyä, haluttuun halkaisi-30 jaan, vetolujuuteen ja venyvyyteen.The process according to the invention replaces the conventional wire production process, in which perlite steel is patented, with a process in which an alloy of relatively simple composition is cold-drawn into wire or bars in a single multistage operation, i.e. without intermediate annealing or patent heat treatment. The elimination of patented heat treatment from the production of high-strength steel wire should reduce the cost of production of high-strength steel wire, especially in light of the current fuel situation. The cold drawing process requires 25 low alloy steel compositions with a microstructure and morphology that provide high initial strength, good elongation, rapid machining hardness and good cold workability. The steel must be able to be drawn cold, without intermittent annealing or patent heat treatment, to the desired diameter, tensile strength and elongation.
Eräs erityinen teräsryhmä, jonka kemiallinen koostumus on erityisesti kehitetty antamaan korkeammat mekaaniset ominaisuusarvot, tunnetaan alan tekniikassa erittäin lujina vähän seostettuina (ELVS) teräksinä. Näissä teräk-35 sissä on lujuuden lisäämiseksi hiiltä sellainen määrä, li 3 78929 joka on järkevä hitsattavuuden ja venyvyyden kannalta. Seokseen lisätään eri määriä ja tyyppejä karbidinmuodos-tajia, jotta saavutettaisiin ne mekaaniset ominaisuudet, jotka ovat luonteenomaisia näille teräksille. Monissa te-5 räslanka- ja -tankosovellutuksissa tarvittavaa korkeata lujuutta ja hyvää venyvyyttä ei kuitenkaan näytetä saavutettavan käyttämällä ELVS-teräksiä.One particular group of steels, the chemical composition of which has been specially developed to give higher mechanical properties, is known in the art as high-strength low-alloy (ELVS) steels. In order to increase the strength, these blades have an amount of carbon which is reasonable in terms of weldability and extensibility. Various amounts and types of carbide formers are added to the mixture to achieve the mechanical properties characteristic of these steels. However, the high strength and good elongation required in many te-5 wire and rod applications do not appear to be achieved with ELVS steels.
Tekijät, jotka määräävät vähähiilisten terästen ominaisuudet, ovat ensinnäkin sen hiilipitoisuus ja toi-10 seksi jäljellä oleva seos. Vähähiiliset teräkset sisältävät tavallisesti piitä, mangaania tai piin ja mangaanin yhdistelmän. Lisäksi voidaan lisätä karbideja muodostavia aineita, kuten vanadiinia, kromia, niobiumia, molbydeeniä.The factors that determine the properties of low-carbon steels are, first, its carbon content and the remaining alloy. Low carbon steels usually contain silicon, manganese or a combination of silicon and manganese. In addition, carbide-forming agents such as vanadium, chromium, niobium, molybdenum can be added.
Vähähiiliset, kaksifaasimikrostruktuuriteräkset, 15 joille on luonteenomaista luja toinen faasi, joka on dis-pergoitunut pehmeään ferriittimatriisiin, osoittavat mahdollisuuksia tyydyttää erittäin lujien teräslankojen vaatimukset vetolujuuden, venyvyyden, taipuisuuden ja halkaisijan suhteen. Lisäksi niillä on mahdollista saavuttaa 20 sellainen kylmämuokattavuustaso, joka sallii vedon kylmänä ilman patentointia tai välikuumennusta. Erityisesti US-patentissa 4 067 756, joka on myönnetty 10.1.1978, esitetty vähähiilinen, dupleksiferriitti-martensiittiteräs on mielenkiintoinen esillä olevassa keksinnössä, koska se on 25 erittäin lujaa, sen venyvyysominaisuudet ovat hyvät ja se koostuu hinnaltaan edullisista elementeistä. Kuitenkin tavanomaisella tavalla valmistettuna sen vetolujuus on noin 827 N/mm2, mikä on paljon pienempi vetolujuus kuin useimmissa erittäin lujien teräslankojen sovellutuksissa 30 vaadittava vetolujuus. Esillä oleva keksintö kodistuu prosessiin sellaisen erittäin lujan teräslangan aikaansaamiseen, jonka vetolujuus on ainakin noin 827 N/mm2. Edullinen vetolujuusalue on 827-2689 N/mm2, mutta yli 2758 N/mm2:n lujuuksiakin voidaan saavuttaa.Low carbon, two-phase microstructural steels, characterized by a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix, show the potential to satisfy the requirements of high-strength steel wires in terms of tensile strength, elongation, flexibility and diameter. In addition, they have the potential to achieve a level of cold workability that allows cold drawing without patenting or intermediate heating. In particular, the low carbon duplex ferrite-martensite steel disclosed in U.S. Patent 4,067,756, issued January 10, 1978, is interesting in the present invention because it is very strong, has good extensibility properties, and consists of inexpensive elements. However, when conventionally manufactured, it has a tensile strength of about 827 N / mm 2, which is much lower than the tensile strength required in most high strength steel wire applications. The present invention is embodied in a process for providing a high strength steel wire having a tensile strength of at least about 827 N / mm 2. The preferred tensile strength range is 827-2689 N / mm2, but strengths above 2758 N / mm2 can be achieved.
35 Sen vuoksi on tämän keksinnön päämääränä tarjota 4 78929 parannettu prosessi erittäin lujien ja erittäin venyvien teräslankojen ja terästankojen valmistamiseksi, jolloin saadaan teräslankoja tai -tankoja, joilla on parantunut vetolujuus, venyvyys ja taipuisuus halutulla halkaisijai-5 la.It is therefore an object of the present invention to provide an improved process for producing high strength and highly extensible steel wires and steel bars, thereby obtaining steel wires or bars having improved tensile strength, extensibility and flexibility to the desired diameter.
Keksinnön mukaiselle prosessille erittäin lujan, erittäin venyvän teräslangan ja -tankojen valmistamiseksi, joka käsittää kaksifaasiteräskoostumuksen vetämisen kylmänä vaadittuun lujuuteen ja venyvyyteen ilman välihehku-10 tuksia tai -patentointilämpökäsittelyä, niin että langan halkaisija voidaan valita täysin joustavasti, on tunnusomaista, että se käsittää vaiheet: lämmittää teräskoostumus, joka käsittää olennaisesti rautaa, noin 0,05 - 0,15 paino-% hiiltä ja noin 1,0-15 3,0 paino-% piitä, lämpötilaan riittävän pitkäksi ajak si, niin että mainittu teräs austenisoituu olennaisesti kokonaan; karkaista tulokseksi saatu austenoitunut teräskoostumus mainitun austeniitin muuttamiseksi 100-prosenttisek-20 si martensiitiksi; lämmittää tulokseksi saatu martensiittinen teräs-koostumus lämpötilaan T2 kahden faasin (a + y ) alueella riittävän pitkäksi ajaksi, niin että mainittu martensiittinen teräskoostumus muuttuu koostumukseksi, jossa ferrii-25 tin ja austeniitin tilavuuksien suhde on sellainen, että tämän jälkeen suoritettava karkaisu antaa tulokseksi mik-rostruktuurin, jossa on noin 10-40 tilavuus-% martensiit-tiä ja noin 60 - 90 tilavuus-% ferriittiä; karkaista tulokseksi saatu ferriitti-austeniittinen 30 teräskoostumus austeniitin muuttamiseksi martensiitiksi; ja vetää kylmänä saatu teräskoostumus, jota luonnehtii dupleksi ferriitti-martensiittinen mikrostruktuuri, jossa on noin 10 - 40 tilavuus-% martensiittiä ja noin 60 - 90 35 tilavuus-% ferriittiä, ja joka mikrostruktuuri antaa mai- 5 78929 nitulle teräskoostumukselle kylmämuovautumisominaisuudet, jotka sallivat mainitun teräskoostumuksen kylmävetämisen, niin että sen poikkipinta pienenee jopa noin 99,9 %, ja saadulle kylmävedetylle terästuotteelle vetolujuuden, joka 5 on jopa 2758 N/mm2.The process according to the invention for producing a high-strength, highly extensible steel wire and rods, comprising cold-drawing a two-phase steel composition to the required strength and extensibility without intermediate annealing or patentable heat treatment so that the wire diameter can be chosen completely flexibly, is characterized by: a steel composition comprising substantially iron, about 0.05 to 0.15% by weight of carbon and about 1.0 to 15% by weight of silicon, for a period of time sufficient for said steel to be substantially austenitized; harden the resulting austenitic steel composition to convert said austenite to 100% sec-20 martensite; heating the resulting martensitic steel composition to a temperature T2 in the region of the two phases (a + y) for a sufficiently long time so that said martensitic steel composition becomes a composition in which the volume ratio of ferrite to austenite is such that subsequent hardening results in a fiber structure having from about 10% to about 40% by volume of martensite and from about 60% to about 90% by volume of ferrite; harden the resulting ferrite-austenitic steel composition to convert austenite to martensite; and drawing a cold-formed steel composition characterized by a duplex ferrite-martensitic microstructure having from about 10 to 40% by volume of martensite and from about 60 to 90% by volume of ferrite, which microstructure imparts said cold-forming properties to said steel composition, cold drawing the steel composition so that its cross-sectional area is reduced by up to about 99.9%, and the resulting cold drawn steel product has a tensile strength of up to 2758 N / mm 2.
Tässä keksinnön mukaisessa prosessissa ei siis tarvita välipatentointivaihetta, jota tavanomaisesti käytetään perliittisen teräslangan valmistusprosessissa, joten erittäin lujien teräslankojen ja -tankojen valmistuspro-10 sessin mutkikkuus, kustannukset ja energiankulutus vähenevät uutta prosessia käytettäessä.Thus, the process of the present invention does not require the intermediate patenting step conventionally used in the perlite steel wire manufacturing process, so that the complexity, cost, and energy consumption of the high strength steel wire and rod manufacturing process are reduced with the new process.
Tämän keksinnön muut edut käyvät selvästi ilmi seu-raavasta selityksestä ja oheisista piirustuksista.Other advantages of the present invention will become apparent from the following description and the accompanying drawings.
Keksinnön edullisessa suoritusmuodossa vähähiilinen 15 kaksifaasiteräs vedetään kylmänä haluttuun halkaisijaan yhdellä ainoalla monijakso-operaatiolla.In a preferred embodiment of the invention, the low carbon two phase steel is cold drawn to the desired diameter in a single multi-cycle operation.
Keksinnön eräs edullinen suoritusmuoto on erittäin lujan, erittäin venyvän, vähähiilisen terästangon tai -langan, valmistaminen teräskoostumuksesta, joka on tun-20 nettu esimerkiksi kuviossa 1 esitetyn kaltaisesta duplek-siferriittimartensiittimikrostruuktuurista. Prosessiin kuuluu dupleksiferriittimartensiittiteräksen vetäminen kylmänä haluttuun halkaisijaan yhdessä ainoassa monijakso-operaatiossa . Erittäin lujissa teräksissä, joilla on dup-25 leksiferriittimartensiittimikrostruktuuri, muodostuu luja, defermoituva toinen faasi, pääasiassa martensiitista, mutta se voi sisältää bainiittia Ja austeniittijäämän. Luja toinen faasi on dispergoituneena pehmeään, venyvään fer-riittimatriisiin, niin että martensiitti antaa koostumuk-30 selle lujuuden ja ferriitti venyvyyden.A preferred embodiment of the invention is the production of a high-strength, highly stretchable, low-carbon steel bar or wire from a steel composition characterized, for example, by a duplex siferite martensite microstructure as shown in Figure 1. The process involves cold drawing duplex ferrite martensite steel to the desired diameter in a single multistage operation. High-strength steels with a dup-25 lexiferite martensite microstructure form a strong, defermable second phase, mainly martensite, but may contain bainite and austenite residue. The strong second phase is dispersed in a soft, stretchable ferrite matrix so that the martensite imparts strength to the composition and the ferrite stretchability.
Kuvio 1 on optinen mikrokuva, joka esittää tyypillistä vähähiilistä kaksifaasiferriittimartensiittimikro-struktuuria ennen vetoa kylmänä.Figure 1 is an optical micrograph showing a typical low carbon two phase ferrite martensite microstructure prior to cold drawing.
Kuvio 2 on läpäisyelektronimikrokuva siirtyneestä 35 sälemartensiitista, joka käsittää lujan toisen faasin tä- 6 78929 män keksinnön mukaisessa kaksifaasiteräksessä.Figure 2 is a transmission electron micrograph of displaced slat maraging comprising a strong second phase in a two phase steel according to the present invention.
Kuvio 3 on graafinen esitys, joka esittää esimerkin tyypillisestä vertailusta tämän keksinnön mukaisen duplek-simikrostruktuuriteräslangan kylmävedon ja patentointime-5 netelmän mukaisen perliittiteräslangan kylmävedon välillä.Fig. 3 is a graph showing an example of a typical comparison between the cold drawing of a duplex microstructural steel wire according to the present invention and the cold drawing of a perlite steel wire according to the patenting method.
Keksinnön mukaisella prosessilla voidaan valmistaa laajempi valikoima tangon ja langan halkaisijakokoja kuin patentointimenetelmällä. Patentointimenetelmässä on luon-tainten rajoitus sille langan maksimihalkaisijalle, joka 10 voidaan annetulla lujuustasolla valmistaa.The process according to the invention can produce a wider range of bar and wire diameter sizes than the patenting method. The patenting method has a natural constraint on the maximum wire diameter that can be made at a given strength level.
Kuviossa 3 esitetään tämän keksinnön mukaisen prosessin ja patenointiprosessin välisiä eroja. Ehjä viiva kuvaa tämän keksinnön mukaisen vähähiilisen dupleksiteräs-langan kylmäveto-ohjelmaa sekä eri halkaisijoilla saavu-15 tettavissa olevia vetolujuuksia. Katkoviiva esittää paten-tointimenetelmän mukaisen perliittiteräslangan veto-ohjelmaa, joka käsittää välilämpökäsittelyjä. Perliittiteräslangan käsittelyssä esitetyt välilämpökäsittelyt ovat välttämättömiä, jotta saavutettaisiin se suurempi vetolu-20 juus, joka tämän keksinnön mukaisella prosessilla voidaan saavuttaa eri halkaisijoilla. Nämä välilämpökäsittelyt lisäävät erittäin lujan teräslangan valmistusprosessin monimutkaisuutta ja kustannuksia. Tämän keksinnön mukaiseen prosessiin ei kuulu välilämpökäsittelyjä, minkä vuok-25 si se tarjoaa merkittävän parannuksen tunnettuun prosessiin verrattuna.Figure 3 shows the differences between the process of the present invention and the patenting process. The solid line illustrates the cold drawing program of the low carbon duplex steel wire of the present invention as well as the tensile strengths achievable at different diameters. The dashed line shows the drawing program of a perlite steel wire according to the patenting method, which comprises intermediate heat treatments. The intermediate heat treatments disclosed in the treatment of perlite steel wire are necessary to achieve the higher tensile strength that can be achieved with the process of this invention at different diameters. These intermediate heat treatments increase the complexity and cost of the high-strength steel wire manufacturing process. The process of this invention does not include intermediate heat treatments, and therefore offers a significant improvement over the known process.
Tämän keksinnön mukaisella prosessilla voidaan valmistaa teräslankoja ja -tankoja, joiden vetolujuus, veny-vyys ja halkaisija vaihtelevat laajalla alueella. Alkupe-30 räisen mikrostruktuurin, lähtöaineena käytetyn teräksen ominaisuuksien ja kylmävetoprosessin aikana tapahtuvan poikkipinnan pienenemisen määrän yhdistelmä määrää teräs-langan tai -tangon lopulliset ominaisuudet annetulla poikkileikkauksella. Koska teräksen mikrostruktuuriin voidaan 35 helposti vaikuttaa sopivalla lämpökäsittelyllä, voidaanThe process of the present invention can be used to produce steel wires and rods having a wide range of tensile strength, elongation and diameter. The combination of the initial microstructure, the properties of the starting steel and the amount of cross-sectional area reduction during the cold drawing process determines the final properties of the steel wire or bar by a given cross-section. Since the microstructure of steel can be easily affected by a suitable heat treatment, it is possible
IIII
7 78929 vedetyn langan ominaisuudet tehdä mittojen mukaan, niin että ne täyttävät halutun sovellutuksen asettamat vaatimukset. Mikrostruktuuri ja halutut ominaisuudet määräävät seosaineiden, kuten piin, alumiinin, mangaanin ja karbidia 5 muodostavien aineiden, kuten molbybdeenin, niobiumin ja vastaavien valinnan. Sen vuoksi voidaan käyttää suurta valikoimaa seoksia, mukaanluettuna monia yksinkertaisia ja halpoja seoksia, kunhan niihin voidaan lämpökäsittele-mällä saada haluttu kaksifaasimikrostruktuuri.7 78929 the properties of the drawn wire to be made according to the dimensions so that they meet the requirements of the desired application. The microstructure and the desired properties determine the choice of alloying agents such as silicon, aluminum, manganese and carbide-forming agents such as molbybdenum, niobium and the like. Therefore, a wide variety of mixtures can be used, including many simple and inexpensive mixtures, as long as they can be heat treated to obtain the desired two-phase microstructure.
10 Eräs edullinen dupleksimikrostruktuuri on ferriit- timartensiittimikrostruktuuri. Toinen edullinen mikro-struktuuri on dupleksi ferriittibainiittimikrostruktuuri. Molemmissa tapauksissa luja toinen faasi on dispergoitunut pehmeään, venyvään ferriittimatriisiin.A preferred duplex microstructure is a ferrite martensite microstructure. Another preferred microstructure is a duplex ferrite bainite microstructure. In both cases, the strong second phase is dispersed in a soft, stretchable ferrite matrix.
15 Tämän keksinnön prosessin eräässä edullisessa suo ritusmuodossa lähtöteräksen koostumus käsittää olennaisesti rautaa, noin 0,1 paino-% hiiltä ja noin 2 paino-% piitä. Eräässä toisessa edullisessa suoritusmuodossa lähtö-teräksen koostumus käsittää olennaisesti rautaa, noin 20 0,05 - 0,15 paino-% hiiltä, noin 1,0 - 3,0 paino-% piitä ja 0,05 - 0,15 paino-% vanadiinia. Kummassakin edullisessa suoritusmuodossa teräskoostumus lämpökäsitellään muodostamaan dupleksi ferriittimartensiittimikrostruktuuri kui-tumorfologiassa.In a preferred embodiment of the process of this invention, the starting steel composition comprises substantially iron, about 0.1% by weight of carbon, and about 2% by weight of silicon. In another preferred embodiment, the starting steel composition comprises substantially iron, about 0.05 to 0.15% by weight of carbon, about 1.0 to 3.0% by weight of silicon, and 0.05 to 0.15% by weight of vanadium. . In both preferred embodiments, the steel composition is heat treated to form a duplex ferrite martensite microstructure in fiber morphology.
25 Lyhyesti sanoen keksinnön mukainen prosessi käsit tää vaiheet austenoida teräskoostumus, karkaistaa teräs-koostumus austeniitin muuttamiseksi olennaisesti 100-pro-senttiseksi martensiitiksi, lämmittää tuloksena oleva teräskoostumus hehkutuslämpötilaan riittävän pitkäksi ajak-30 si, jotta austeniitin ja ferriitin suhde tulisi toivotuksi, karkaista nopeasti austeniittiferriittikoostumus austeniitin muuttamiseksi martensiitiksi ja kylmävetää yhdellä ainoalla monijakso-operaatiolla haluttuun halkaisijaan tuloksena oleva kaksifaasiteräs, joka on tunnettu kuitu-35 morfologiassa olevasta dupleksista ferriittimartensiitti-mikrostruktuurista.Briefly, the process of the invention comprises the steps of austenitizing the steel composition, hardening the steel composition to convert austenite to substantially 100% martensite, heating the resulting steel composition to an annealing temperature for a period of time sufficient for the austenite and ferritic to to convert to martensite and cold draw to a desired multi-stage operation to the desired diameter the resulting two-phase steel known for its duplex ferrite martensite microstructure in fiber-35 morphology.
8 789298 78929
Tarkemmin sanoen lähtöteräskoostumus lämmitetään lämpötilaan Tx , sen kriittisen lämpötilan yläpuolella, jossa austeniittia muodostuu. Tx :n lämpötila-alue on 1050-1170eC. Koostumusta pidetään tuossa lämpötilassa riittävän 5 kauan, jotta teräs austenisoituu olennaisesti ja täydellisesti. Tuloksena oleva koostumus karkaistaan austeniitin muuttamiseksi olennaisesti 100-prosenttiseksi martensii-tiksi. Koostumus lämmitetään sitten uudelleen hehkutusläm-pötilaan T2 kahden faasin (α + Y) alueella. Kahden faasin 10 (a + Y ) aluetta vastaava lämpötila-alue on noin 800 - 1000°C. Koostumusta pidetään tässä lämpötilassa riittävän kauan, niin että martensiittinen teräskoostumus muuttuu koostumukseksi, jossa ferriitin ja austeniitin tilavuuksien suhde on haluttu. Loppukarkaisussa austeniitti muut-15 tuu martensiitiksi, mistä on seuruaksena pehmeään tai venyvään ferriittimatriisiin dispergoitunut luja toinen faasi. Teräskoostumus on tässä vaiheessa tunnettu ainutlaatuisesta mikrostruktuurista, joka on hienojakoinen, isotrooppinen, neulamainen martensiitti venyvässä ferriitti-20 matriisissa. Mikrostruktuuri on tulos kaksoislämpökäsit-telyn ja piin edellämainitun määrän yhdistelmästä. Ainutlaatuinen mikrostruktuuri maksimoi pehmeän faasin ferriitin mahdollisen venyvyyden ja käyttää myös täysin hyväksi lujan martensiittifaasin kuormaa kantavana aineosana dup-25 leksimikrostruktuurissa. On sekä mikrostruktuurin että teräskoostumuksen ansiota, että teräs voidaan vetää kylmänä haluttuun lanka- ja tankohalkaisijaan yhdessä ainoassa monijakso-operaatiossa.More specifically, the starting steel composition is heated to a temperature Tx, above the critical temperature at which austenite is formed. The temperature range of Tx is 1050-1170eC. The composition is maintained at that temperature long enough for the steel to substantially and completely austenitize. The resulting composition is hardened to convert austenite to substantially 100% martensite. The composition is then reheated to the annealing temperature T2 in the region of two phases (α + Y). The temperature range corresponding to the 10 (a + Y) range of the two phases is about 800 to 1000 ° C. The composition is kept at this temperature for a sufficient time so that the martensitic steel composition becomes a composition in which the volume ratio of ferrite to austenite is desired. In the final hardening, the austenite is converted to martensite, resulting in a strong second phase dispersed in a soft or stretchable ferrite matrix. The steel composition at this stage is known for its unique microstructure, which is a finely divided, isotropic, needle-like martensite in a stretchable ferrite-20 matrix. The microstructure is the result of a combination of the double heat treatment and the above amount of silicon. The unique microstructure maximizes the potential extensibility of the soft phase ferrite and also makes full use of the high-strength martensite phase as the load-bearing component in the dup-25 lexicon microstructure. It is due to both the microstructure and the steel composition that the steel can be cold drawn to the desired wire and bar diameter in a single multi-cycle operation.
Tämän keksinnön prosessissa voidaan käyttää mitä 30 tahansa kaksifaasiterästä, kunhan voidaan saada aikaan dupleksi mikrostruktuuri ja morfologia, joiden kylmämuo-vattavuus on riittävä, niin että poikkipintaa voidaan pienentää jopa noin 99,9 %, kun koostumusta vedetään kylmänä. Erityisesti kaksifaasiferriittimartensiittiterästen jat-35 kuva myötökäyttäytyminen on parempi, niiden lopullinen vetolujuus on suurempi ja venyvyys parempi kuin kaupallis- g 78929 ten erittäin lujien matalaseosteisten terästen, mukaanluettuna mikrolejeeratut hienorakeiset teräkset. Lisäksi saa ferriittimartensiittisen kaksifaasiteräksen suuri ve-to/myötösuhde sekä korkea rasituskarkenemisnopeus aikaan 5 erinomaisen kylmämuokattavuuden.Any two-phase steel can be used in the process of this invention, as long as a duplex microstructure and morphology can be obtained with sufficient cold formability so that the cross section can be reduced by up to about 99.9% when the composition is cold drawn. In particular, two-phase ferrite martensite steels have better yield behavior, higher ultimate tensile strength and better elongation than commercial high-strength low-alloy steels, including microalloyed fine-grained steels. In addition, the high tensile / yield ratio and high stress hardening rate of ferrite martensitic two-phase steel provide excellent cold workability.
Sen lämpötilan Tx tarkkuus, johon teräskoostumus ensin lämmitetään ensimmäisessä austenoimisvaiheessa ei ole kriittinen, kunhan se on sen yläpuolella lämpötilan, jossa täydellinen austenoituminen tapahtuu. Tarkka lämpö-10 tila T2 toisessa lämmitysvaiheessa, jossa koostumus muutetaan ferriitin ja austeniitin muodostamiin faasiin, riippuu halutusta ferriitin ja austeniitin tilavuuksien välisestä suhteesta, mikä vuorostaan riippuu halutusta ferriitin ja martensiitin tilavuuksien välisestä suhtees-15 ta. Yleisesti haluttu ferriitin ja martensiitin tilavuuksien välinen suhde riippuu halutuista teräslangan tai -tangon lopullisista ominaisuuksista. Jos ferriitti-mar-tensiittimikrostruktuurissa on 10-40 tilavuusprosenttia martensiittia, voidaan teräskoostumusta yleensä vetää kyl-20 mänä halkaisijoihin, jotka vastaavat 99,9 %:n pienenemistä poikkipinnassa, ja tuloksena on silti teräslankoja ja -tankoja, joiden vetolujuus on ainakin noin 827 N/mm2. Tavallisesti saavutetaan vetolujuuksia, jotka ovat alueella 827-2689 N/mm2, mutta 2758 N/mm2 ja yli voidaan myös saa-25 vuttaa.The accuracy of the temperature Tx to which the steel composition is first heated in the first austenitization step is not critical as long as it is above the temperature at which complete austenitization occurs. The exact heat-10 state T2 in the second heating step, in which the composition is changed to the phase formed by ferrite and austenite, depends on the desired ratio between the volumes of ferrite and austenite, which in turn depends on the desired ratio between the volumes of ferrite and martensite. In general, the desired ratio of volumes of ferrite to martensite depends on the desired final properties of the steel wire or bar. If the ferrite-martensite microstructure contains 10-40% by volume of martensite, the steel composition can generally be drawn cold to diameters corresponding to a 99.9% reduction in cross-sectional area, still resulting in steel wires and bars having a tensile strength of at least about 827 N / mm 2. Tensile strengths in the range of 827-2689 N / mm2 are usually achieved, but 2758 N / mm2 and above can also be obtained.
Seuraavat esimerkit valaisevat selvemmin keksinnön mukaista prosessia ja sen avulla valmistettujen teräslan-kojen ja -tankojen ominaisuuksia sekä prosessin joustavuutta sen Sallisessa seosten, vetolujuuksien, venyvyyden 30 ja halkaisijoiden valinnan.The following examples more clearly illustrate the process according to the invention and the properties of the steel wires and bars produced by it, as well as the flexibility of the process in its choice of alloys, tensile strengths, elongation and diameters.
Esimerkki 1Example 1
Erittäin lujaa, erittäin venyvää teräslankaa valmistettiin tyydyttämään autonrengasvalmistuksessa käytetylle pallelangalle asetetut vaatimukset. Pallelanka edel-35 lyttää vetolujuutta 1861 N/mm2 venymän ollessa 5 % ja kim- 10 78929 morajaa 1489 N/mm2. Pallelangan halkaisijan tulee olla 0,94 mm ja sen venyvyyden riittävän läpäisemään koe, joka edellyttää 58 aksiaalista kierrosta 203 mm:n matkalla. Halkaisijaltaan 5,59 mm:n terästanko, jonka koostumus kä-5 sitti olennaisesti rautaa, 0,1 paino-% hiiltä, 2 paino-% piitä ja 0,1 paino-% vanadiinia, austenoitiin ja karkaistiin nopeasti olennaisesti 100-prosenttisesti martensiit-tisen koostumuksen saamiseksi. Tanko lämmitettiin sitten uudelleen lämpötilaan 950°C kahden faasin a + alueella 10 ja karkaistiin nopeasti dupleksi ferriittimartensiittimik-rostruktuurin saamiseksi, jossa oli suunnilleen 30 tilavuusprosenttia martensiittia ja 70 tilavuusprosenttia ferriittiä. Ferriittimartensiittimikrostruktuurin neulamainen luonne esitetään optisessa mikrokuvassa kuviossa 1. Lämpö-15 käsitelty tanko vedettiin sitten kylmänä voideltujen kar-tiomaisten vetokivien läpi halkaisijaan 0,94 mm saakka 8 jaksossa, joista kussakin tangon poikkipinta-ala pieneni noin 36 %. Sen jälkeen kun oli suoritettu nykyisen käytännön kaltainen lyhyt jännitystenpoistohehkutus lämpötilassa 20 425eC, saavutettiin lopullinen vetolujuus 1903 N/mm2, joka tyydyttää pallelangan vetolujuusvaatimukset. Teräslangan venyvyys oli riittävä tyydyttämään kiertokoevaatimuksen.High-strength, highly stretchable steel wire was made to meet the requirements for the bobbin wire used in the manufacture of car tires. The slatted wire requires a tensile strength of 1861 N / mm2 with an elongation of 5% and an elongation of 1489 N / mm2. The diameter of the pellet wire must be 0.94 mm and its extensibility sufficient to pass the test, which requires 58 axial revolutions over a distance of 203 mm. A 5.59 mm diameter steel bar, the composition of which consisted essentially of iron, 0.1% by weight of carbon, 2% by weight of silicon and 0.1% by weight of vanadium, was austenitized and rapidly hardened to substantially 100% martensite. to obtain a chemical composition. The rod was then reheated to 950 ° C in a two phase a + region of 10 and rapidly hardened by duplex to obtain a ferrite martensite microstructure having approximately 30% by volume martensite and 70% by volume ferrite. The needle-like nature of the ferrite martensite microstructure is shown in the optical micrograph in Figure 1. The heat-15 treated rod was then drawn through cold-lubricated conical drawbars to a diameter of 0.94 mm in 8 sections, each reducing the cross-sectional area of the rod by about 36%. After a short stress relief annealing at 20,425eC as in the current practice, a final tensile strength of 1903 N / mm2 was reached, which satisfies the tensile strength requirements of the bale wire. The extensibility of the steel wire was sufficient to satisfy the rotational test requirement.
Esimerkki 2Example 2
Terästanko, joka käsitti olennaisesti rautaa 0,1 25 paino-% hiiltä ja 2,0 paino-% piitä, kuumavalssattiin halkaisijaan 6,25 mm. Sitten tanko lämmitettiin noin 1150°C:n lämpötilaan noin 30 minuutiksi koostumuksen austenoimisek-si. Sitten teräs karkaistiin suolavesijäässä austeniitin muuttamiseksi olennaisesti 100-prosenttiseksi martensii-30 tiksi. Tanko lämmitettiin sen jälkeen nopeasti lämpötilaan 950°C struktuurin muuttamiseksi noin 70 % ferriittiseksi ja 30 % austeniittiseksi. Sitten terästanko karkaistiin suolavesijäässä austeniitin muuttamiseksi martensiitiksi. Lopuksi tanko vedettiin kylmänä halkaisijaan 0,762 mm, 35 jolloin sen vetolujuus oli 2461 N/mm2, ja vedettiin myös n 78929 halkaisijaan 0,610 nun, jolloin sen vetolujuus oli 2482 N/nun2. Jatkamalla vetoa kylmänä voidaan saavuttaa vetolujuuksia 2758 N/mm2 tai yli.A steel bar consisting essentially of iron 0.1 to 25% by weight of carbon and 2.0% by weight of silicon was hot-rolled to a diameter of 6.25 mm. The rod was then heated to about 1150 ° C for about 30 minutes to austenitize the composition. The steel was then hardened in brine to convert austenite to substantially 100% martensite-30. The rod was then rapidly heated to 950 ° C to convert the structure to about 70% ferritic and 30% austenitic. The steel bar was then hardened in brine to convert austenite to martensite. Finally, the rod was cold-drawn to a diameter of 0.762 mm, 35 with a tensile strength of 2461 N / mm2, and also drawn to a diameter of n 78929 with a tensile strength of 0.610 nun2, giving a tensile strength of 2482 N / nun2. By continuing cold drawing, tensile strengths of 2758 N / mm2 or more can be achieved.
Claims (2)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/US1982/001722 WO1984002354A1 (en) | 1982-12-09 | 1982-12-09 | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same |
| US8201722 | 1982-12-09 |
Publications (4)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FI842931A0 FI842931A0 (en) | 1984-07-20 |
| FI842931A FI842931A (en) | 1984-07-20 |
| FI78929B true FI78929B (en) | 1989-06-30 |
| FI78929C FI78929C (en) | 1989-10-10 |
Family
ID=22168441
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FI842931A FI78929C (en) | 1982-12-09 | 1984-07-20 | FOERFARANDE FOER FRAMSTAELLNING AV STAOLTRAOD OCH -STAENGER AV MYCKET HOEG HAOLLFASTHET OCH MYCKET HOEG TAENJBARHET. |
Country Status (16)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0128139A4 (en) |
| JP (1) | JPS60500177A (en) |
| KR (2) | KR890003401B1 (en) |
| AU (1) | AU561976B2 (en) |
| BR (1) | BR8208108A (en) |
| CA (1) | CA1217997A (en) |
| DK (1) | DK359084D0 (en) |
| ES (1) | ES8504946A1 (en) |
| FI (1) | FI78929C (en) |
| IN (1) | IN157840B (en) |
| IT (1) | IT1194512B (en) |
| NO (1) | NO843184L (en) |
| NZ (1) | NZ206472A (en) |
| PT (1) | PT77796B (en) |
| WO (1) | WO1984002354A1 (en) |
| ZA (1) | ZA83757B (en) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4578124A (en) * | 1984-01-20 | 1986-03-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels |
| CA1332210C (en) * | 1985-08-29 | 1994-10-04 | Masaaki Katsumata | High strength low carbon steel wire rods and method of producing them |
| FR2672827A1 (en) * | 1991-02-14 | 1992-08-21 | Michelin & Cie | METALLIC WIRE COMPRISING A STEEL SUBSTRATE HAVING A WRINKLE - TYPE RECTANGULAR STRUCTURE AND A COATING; METHOD FOR OBTAINING THIS WIRE. |
| FR2743573A1 (en) * | 1996-01-16 | 1997-07-18 | Michelin & Cie | METAL WIRE READY FOR USE AND METHOD FOR OBTAINING THREAD |
| SG138444A1 (en) * | 2002-12-04 | 2008-01-28 | Inventio Ag | Reinforced synthetic cable for lifts |
| EP1428927B1 (en) * | 2002-12-04 | 2008-02-27 | Inventio Ag | Reinforced synthetic cable for lifts |
| BRPI0908575A2 (en) * | 2008-03-04 | 2015-09-22 | Bekaert Sa Nv | cold drawn low carbon steel filament and method of manufacturing said filament |
| WO2014083535A2 (en) | 2012-11-30 | 2014-06-05 | Pirelli Tyre S.P.A. | Reinforcement cord and tyre for vehicle wheels comprising such a reinforcement cord |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3423252A (en) * | 1965-04-01 | 1969-01-21 | United States Steel Corp | Thermomechanical treatment of steel |
| US3502514A (en) * | 1968-01-30 | 1970-03-24 | United States Steel Corp | Method of processing steel |
| SE335547B (en) * | 1970-02-11 | 1971-06-01 | Fagersta Bruks Ab | |
| FR2238768A1 (en) * | 1973-07-23 | 1975-02-21 | Sgtm | Thermo-mechanical treatment of austenitic steel - followed by controlled quenching giving mech props similar to expensive alloys |
| JPS51144329A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Kobe Steel Ltd | Process for producing high tensile stregth wire rod of coiled figure |
| US4088511A (en) * | 1976-07-29 | 1978-05-09 | Lasalle Steel Company | Steels combining toughness and machinability |
| US4067756A (en) * | 1976-11-02 | 1978-01-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High strength, high ductility low carbon steel |
| JPS57126913A (en) * | 1981-01-27 | 1982-08-06 | Kobe Steel Ltd | Production of high-toughness high-strength wire or rod steel |
| JPH05235118A (en) * | 1992-02-24 | 1993-09-10 | Nec Yamagata Ltd | Semiconductor element |
-
1982
- 1982-12-09 EP EP19830900309 patent/EP0128139A4/en not_active Withdrawn
- 1982-12-09 JP JP83500427A patent/JPS60500177A/en active Pending
- 1982-12-09 AU AU11087/83A patent/AU561976B2/en not_active Ceased
- 1982-12-09 WO PCT/US1982/001722 patent/WO1984002354A1/en not_active Application Discontinuation
- 1982-12-09 BR BR8208108A patent/BR8208108A/en unknown
-
1983
- 1983-02-01 IN IN117/CAL/83A patent/IN157840B/en unknown
- 1983-02-04 ZA ZA83757A patent/ZA83757B/en unknown
- 1983-12-02 NZ NZ206472A patent/NZ206472A/en unknown
- 1983-12-08 CA CA000442845A patent/CA1217997A/en not_active Expired
- 1983-12-09 KR KR1019830005825A patent/KR890003401B1/en not_active IP Right Cessation
- 1983-12-09 ES ES528241A patent/ES8504946A1/en not_active Expired
- 1983-12-09 PT PT77796A patent/PT77796B/en not_active IP Right Cessation
- 1983-12-09 IT IT24103/83A patent/IT1194512B/en active
-
1984
- 1984-07-20 FI FI842931A patent/FI78929C/en not_active IP Right Cessation
- 1984-07-20 DK DK359084A patent/DK359084D0/en not_active Application Discontinuation
- 1984-08-08 NO NO843184A patent/NO843184L/en unknown
-
1989
- 1989-06-28 KR KR1019890009331A patent/KR890003402B1/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| IT8324103A0 (en) | 1983-12-09 |
| NZ206472A (en) | 1986-03-14 |
| FI78929C (en) | 1989-10-10 |
| EP0128139A1 (en) | 1984-12-19 |
| ES528241A0 (en) | 1985-04-16 |
| IT1194512B (en) | 1988-09-22 |
| DK359084A (en) | 1984-07-20 |
| FI842931A0 (en) | 1984-07-20 |
| ZA83757B (en) | 1984-03-28 |
| PT77796A (en) | 1984-01-01 |
| BR8208108A (en) | 1984-12-11 |
| AU1108783A (en) | 1984-07-05 |
| KR890003402B1 (en) | 1989-09-20 |
| FI842931A (en) | 1984-07-20 |
| JPS60500177A (en) | 1985-02-07 |
| KR840006920A (en) | 1984-12-04 |
| KR890003401B1 (en) | 1989-09-20 |
| EP0128139A4 (en) | 1985-09-16 |
| PT77796B (en) | 1986-03-27 |
| NO843184L (en) | 1984-08-08 |
| IN157840B (en) | 1986-07-05 |
| ES8504946A1 (en) | 1985-04-16 |
| CA1217997A (en) | 1987-02-17 |
| AU561976B2 (en) | 1987-05-21 |
| WO1984002354A1 (en) | 1984-06-21 |
| DK359084D0 (en) | 1984-07-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4613385A (en) | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same | |
| RU2201468C2 (en) | Steel for manufacture of part by cold plastic deformation and method of manufacture of such part | |
| KR100517674B1 (en) | Hot rolled wire or steel bar for machine structural use capable of dispensing with annealing, and method for producing the same | |
| CN101910440A (en) | Wire rods having superior strength and ductility for drawing and method for manufacturing the same | |
| CA2376845A1 (en) | Method for manufacturing high strength bolt excellent in resistance to delayed fracture and to relaxation | |
| FI78929C (en) | FOERFARANDE FOER FRAMSTAELLNING AV STAOLTRAOD OCH -STAENGER AV MYCKET HOEG HAOLLFASTHET OCH MYCKET HOEG TAENJBARHET. | |
| JPH10204592A (en) | Stainless steel wire and its production | |
| CN103210106B (en) | High-toughness cold-drawn non-heat-treated wire rod, and method for manufacturing same | |
| US20070256767A1 (en) | Steel Wire for Cold Forging Having Excellent Low Temperature Impact Properties and Method of Producing the Same | |
| JPH08269615A (en) | Hot rolled steel sheet for rapid heating and hardening excellent in stretch-flanging property, its use and production | |
| JPH06271937A (en) | Production of high strength and high toughness hyper-eutectoid steel wire | |
| JPH07179994A (en) | Hyper-eutectoid steel wire having high strength and high toughness and ductility and its production | |
| JPH09202921A (en) | Production of wire for cold forging | |
| KR101665825B1 (en) | Wire rod and steel wire having high strength and manufacturing method for the same | |
| KR100328038B1 (en) | A Method for manufacturing High Strength Steel Wire | |
| JP2000063987A (en) | High carbon steel wire rod excellent in wire drawability | |
| JPS59123741A (en) | Hot-rolled high-tension wire rod requiring no heat treatment | |
| KR100325535B1 (en) | A method of manufacturing low carbon high strength steel wire | |
| KR100285647B1 (en) | Method for manufacturing low carbon steel wire with superior strength and ductility | |
| FI83045C (en) | Process for producing cylinder pipes intended for use in temperatures of -40 ° C and use of steel in cylinder pipes | |
| JPH04346619A (en) | Manufacture of ultrahigh tensile strength steel wire excellent in ductility | |
| JPS61130454A (en) | High-strength hot-rolled steel sheet having superior suitability to stretch flanging and ferrite-bainite structure and its manufacture | |
| KR100256335B1 (en) | The manufacturing method for low carbon steel wire | |
| JP3341300B2 (en) | High carbon steel wire for high strength and high ductility steel wire | |
| KR101289104B1 (en) | Wire rod, steel wire and manufacturing method of steel wire |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM | Patent lapsed |
Owner name: THE REGENTS OF THE UNIVERSITY OF |