JP2002241899A - 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法Info
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- JP2002241899A JP2002241899A JP2001034334A JP2001034334A JP2002241899A JP 2002241899 A JP2002241899 A JP 2002241899A JP 2001034334 A JP2001034334 A JP 2001034334A JP 2001034334 A JP2001034334 A JP 2001034334A JP 2002241899 A JP2002241899 A JP 2002241899A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありな
がら、耐遅れ破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼
線、およびその様な高強度鋼線を製造するための有用な
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．７〜１．２％を含有する鋼材か
らなり、ベイナイト組織の面積率を８０％以上としたも
のであり、且つ線材を強伸線加工することによって１２
００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有す
る様にしたものである。
がら、耐遅れ破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼
線、およびその様な高強度鋼線を製造するための有用な
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．７〜１．２％を含有する鋼材か
らなり、ベイナイト組織の面積率を８０％以上としたも
のであり、且つ線材を強伸線加工することによって１２
００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊性を有す
る様にしたものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用や各種産
業機械用として使用されるボルト用鋼に適した高強度鋼
線、およびその製造方法に関するものであり、特に強度
（引張強度）が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐
遅れ破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、および
その様な高強度鋼線を製造するための有用な方法に関す
るものである。
業機械用として使用されるボルト用鋼に適した高強度鋼
線、およびその製造方法に関するものであり、特に強度
（引張強度）が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐
遅れ破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、および
その様な高強度鋼線を製造するための有用な方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に高強度ボルト用鋼には中炭素低合
金鋼（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０等）
が使用され、こうした鋼材を所定のボルト形状に成形し
た後、焼入れ・焼戻し処理により必要な強度を確保する
様にしている。しかしその一方で、引張強度が約１２０
０Ｎ／ｍｍ2を超える領域になると遅れ破壊が発生する
危険があり、使用に制約を受けている。
金鋼（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０等）
が使用され、こうした鋼材を所定のボルト形状に成形し
た後、焼入れ・焼戻し処理により必要な強度を確保する
様にしている。しかしその一方で、引張強度が約１２０
０Ｎ／ｍｍ2を超える領域になると遅れ破壊が発生する
危険があり、使用に制約を受けている。
【０００３】遅れ破壊は、非腐食性環境で起こるものと
腐食性環境で起こるものがあり、種々の要因が複雑に絡
み合って起こしている原因を特定することは難しい。特
に遅れ破壊性を左右するものとしては、焼もどし温度、
組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素等の関与が一
応認められているものの、遅れ破壊を防止する手段が確
立されている訳ではなく、試行錯誤的に種々の方法が提
案されているに過ぎないのが実状である。
腐食性環境で起こるものがあり、種々の要因が複雑に絡
み合って起こしている原因を特定することは難しい。特
に遅れ破壊性を左右するものとしては、焼もどし温度、
組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素等の関与が一
応認められているものの、遅れ破壊を防止する手段が確
立されている訳ではなく、試行錯誤的に種々の方法が提
案されているに過ぎないのが実状である。
【０００４】ところで、球状化焼鈍後に伸線加工し比較
的強度の低い鋼線をボルト加工し、その後焼入れ・焼戻
しにより必要強度を得る方法ではなく、非調質ボルト用
鋼の様に、強度の高い鋼材をボルト加工する場合には、
ボルト加工時の変形抵抗が高くなり、工具寿命を大きく
低下させ、生産性を阻害することがある。従って、こう
した加工法を適用する場合には、ボルト用鋼に要求され
る特性として鍛造性が良好であることが必要である。
的強度の低い鋼線をボルト加工し、その後焼入れ・焼戻
しにより必要強度を得る方法ではなく、非調質ボルト用
鋼の様に、強度の高い鋼材をボルト加工する場合には、
ボルト加工時の変形抵抗が高くなり、工具寿命を大きく
低下させ、生産性を阻害することがある。従って、こう
した加工法を適用する場合には、ボルト用鋼に要求され
る特性として鍛造性が良好であることが必要である。
【０００５】本発明者らは、耐遅れ破壊性を改善する技
術として、例えば特開平１１−３１５３４７号、同１１
−３１５３４８号、同１１−３１５３４９号等の技術も
提案している。これらの技術では、パーライトを主体と
する組織からなる線材を強伸線加工して引張強度を１２
００Ｎ／ｍｍ2以上にすることによって、耐遅れ破壊性
を大幅に改善した鋼線を実現したものである。しかしな
がら、これらの鋼線は変形抵抗が高く（鍛造性が低
く）、ボルト成形時の工具寿命の低下が懸念されるとい
う若干の問題があった。
術として、例えば特開平１１−３１５３４７号、同１１
−３１５３４８号、同１１−３１５３４９号等の技術も
提案している。これらの技術では、パーライトを主体と
する組織からなる線材を強伸線加工して引張強度を１２
００Ｎ／ｍｍ2以上にすることによって、耐遅れ破壊性
を大幅に改善した鋼線を実現したものである。しかしな
がら、これらの鋼線は変形抵抗が高く（鍛造性が低
く）、ボルト成形時の工具寿命の低下が懸念されるとい
う若干の問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこの様な事情
に着目してなされたものであって、その目的は、引張強
度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら、耐遅れ破壊
性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、およびその様な
高強度鋼線を製造するための有用な方法を提供すること
にある。
に着目してなされたものであって、その目的は、引張強
度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら、耐遅れ破壊
性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、およびその様な
高強度鋼線を製造するための有用な方法を提供すること
にある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明の高強度鋼線とは、Ｃ：０．７〜１．２％を含有す
る鋼材からなり、ベイナイト組織の面積率を８０％以上
としたものであり、且つ線材を強伸線加工することによ
って１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊
性を有する様にしたものである点に要旨を有するもので
ある。尚、本発明において「線材」とは、棒状または線
状に熱間圧延された鋼材およびその後熱処理された鋼材
を意味し、「鋼線」とは主として伸線等の冷間加工を施
したものを意味する。
発明の高強度鋼線とは、Ｃ：０．７〜１．２％を含有す
る鋼材からなり、ベイナイト組織の面積率を８０％以上
としたものであり、且つ線材を強伸線加工することによ
って１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度と優れた耐遅れ破壊
性を有する様にしたものである点に要旨を有するもので
ある。尚、本発明において「線材」とは、棒状または線
状に熱間圧延された鋼材およびその後熱処理された鋼材
を意味し、「鋼線」とは主として伸線等の冷間加工を施
したものを意味する。
【０００８】上記本発明の高強度鋼線において、上記Ｃ
の他の具体的な化学成分としては、Ｍｎ：０．２〜１．
０％およびＳｉ：１．０％以下（０％を含まない）を夫
々含有すると共に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制し
たものであることが好ましい。また、必要によって
（ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）等を含有させる
ことが好ましい。更に、前記ベイナイト組織における結
晶粒径が、オーステナイト結晶粒度番号でＮｏ．７以上
に相当するものであることが好ましい。
の他の具体的な化学成分としては、Ｍｎ：０．２〜１．
０％およびＳｉ：１．０％以下（０％を含まない）を夫
々含有すると共に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
およびＳ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制し
たものであることが好ましい。また、必要によって
（ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）等を含有させる
ことが好ましい。更に、前記ベイナイト組織における結
晶粒径が、オーステナイト結晶粒度番号でＮｏ．７以上
に相当するものであることが好ましい。
【０００９】一方、上記の様な本発明の高強度鋼線を製
造するに当たっては、鋼材を８００〜１０００℃に加熱
後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度で恒
温保持することにより、初析フェライト、初析セメンタ
イト、パーライトおよびマルテンサイトの１種または２
種以上の組織生成を抑制してベイナイト組織の面積率を
８０％以上とし、その後強伸線加工によって１２００Ｎ
／ｍｍ2以上の強度にする様にすれば良い。
造するに当たっては、鋼材を８００〜１０００℃に加熱
後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度で恒
温保持することにより、初析フェライト、初析セメンタ
イト、パーライトおよびマルテンサイトの１種または２
種以上の組織生成を抑制してベイナイト組織の面積率を
８０％以上とし、その後強伸線加工によって１２００Ｎ
／ｍｍ2以上の強度にする様にすれば良い。
【００１０】また、本発明の高強度鋼線は、鋼材の圧延
または鍛造終了温度が８００〜１０００℃となる様に熱
間圧延または鍛造を行った後、３００〜５００℃の温度
まで急冷し、その温度から１．０℃／秒以下の平均冷却
速度で２００秒以上かけて冷却し、引き続き室温まで放
冷することにより、初析フェライト、初析セメンタイ
ト、パーライトおよびマルテンサイトの１種または2種
以上の組織生成を抑制してベイナイト組織の面積率を８
０％以上とし、その後強伸線加工によって１２００Ｎ／
ｍｍ2以上の強度にする様にしても製造できる。
または鍛造終了温度が８００〜１０００℃となる様に熱
間圧延または鍛造を行った後、３００〜５００℃の温度
まで急冷し、その温度から１．０℃／秒以下の平均冷却
速度で２００秒以上かけて冷却し、引き続き室温まで放
冷することにより、初析フェライト、初析セメンタイ
ト、パーライトおよびマルテンサイトの１種または2種
以上の組織生成を抑制してベイナイト組織の面積率を８
０％以上とし、その後強伸線加工によって１２００Ｎ／
ｍｍ2以上の強度にする様にしても製造できる。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明者らは、耐遅れ破壊性と共
に鍛造性をも良好な高強度鋼線を実現するべく、様々な
角度から検討を加えた。その結果、組織をある制約を持
ったベイナイト組織とし、強伸線加工により１２００Ｎ
／ｍｍ2以上の強度とすれば、耐遅れ破壊性をそれほど
低下させることなく良好な鍛造性が発揮されることを見
出し、本発明を完成した。
に鍛造性をも良好な高強度鋼線を実現するべく、様々な
角度から検討を加えた。その結果、組織をある制約を持
ったベイナイト組織とし、強伸線加工により１２００Ｎ
／ｍｍ2以上の強度とすれば、耐遅れ破壊性をそれほど
低下させることなく良好な鍛造性が発揮されることを見
出し、本発明を完成した。
【００１２】本発明の高強度鋼線は、上記の如く初析フ
ェライト、初析セメンタイト、パーライトおよびマルテ
ンサイトの１種または２種以上の組織生成を抑制してベ
イナイト組織の面積率を８０％以上とする必要がある。
上記組織のうち、初析フェライトと初析セメンタイトが
多く生成すると、伸線時に縦割れを起こし伸線できなく
なり、強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強
度を得ることができなくなる。また初析セメンタイトと
マルテンサイトは、伸線時に断線を引き起こすので少な
くする必要がある。更に、パーライトはベイナイトに比
べて変形抵抗が高く、良好な鍛造性を発揮できなくなる
ので少なくする必要がある。
ェライト、初析セメンタイト、パーライトおよびマルテ
ンサイトの１種または２種以上の組織生成を抑制してベ
イナイト組織の面積率を８０％以上とする必要がある。
上記組織のうち、初析フェライトと初析セメンタイトが
多く生成すると、伸線時に縦割れを起こし伸線できなく
なり、強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強
度を得ることができなくなる。また初析セメンタイトと
マルテンサイトは、伸線時に断線を引き起こすので少な
くする必要がある。更に、パーライトはベイナイトに比
べて変形抵抗が高く、良好な鍛造性を発揮できなくなる
ので少なくする必要がある。
【００１３】これに対してベイナイト組織は、焼戻しマ
ルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊性が良好であるばかり
でなく、パーライト組織より加工硬化しにくいため、鍛
造性も良好であり、できるだけ多くする必要がある。こ
うしたことから、初析フェライト、初析セメンタイト、
パーライトおよびマルテンサイト等の組織を少なくとも
１種の組織の生成を抑制して（即ち、２０％未満にし
て）、ベイナイト組織の面積率を８０％以上とする必要
がある。即ち、初析フェライト、初析セメンタイト、パ
ーライトおよびマルテンサイト等の組織の少なくとも１
種をできるだけ少なくして、その合計面積率を２０％以
下となる様にしてベイナイト組織の面積率を８０％以上
にする必要がある。ベイナイト組織の面積率は、好まし
くは９０％以上とするのが良く、より好ましくは９５％
以上のパーライト組織とするのが良い。
ルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊性が良好であるばかり
でなく、パーライト組織より加工硬化しにくいため、鍛
造性も良好であり、できるだけ多くする必要がある。こ
うしたことから、初析フェライト、初析セメンタイト、
パーライトおよびマルテンサイト等の組織を少なくとも
１種の組織の生成を抑制して（即ち、２０％未満にし
て）、ベイナイト組織の面積率を８０％以上とする必要
がある。即ち、初析フェライト、初析セメンタイト、パ
ーライトおよびマルテンサイト等の組織の少なくとも１
種をできるだけ少なくして、その合計面積率を２０％以
下となる様にしてベイナイト組織の面積率を８０％以上
にする必要がある。ベイナイト組織の面積率は、好まし
くは９０％以上とするのが良く、より好ましくは９５％
以上のパーライト組織とするのが良い。
【００１４】またベイナイト組織における結晶粒径は、
オーステナイト結晶粒度番号（ＪＩＳ Ｇ０５５１）で
Ｎｏ．７以上に相当するものであることが望ましい。即
ち、ベイナイト組織の結晶を微細にすると、粒界に負荷
する応力が低減されると共に、粒界強度が上昇する。こ
れによって遅れ破壊時に見られる粒界破壊が抑制されて
耐遅れ破壊性が向上する。また、ベイナイト組織の結晶
を微細化することによって、延性および靭性が向上し、
こうした観点からも耐遅れ破壊性が向上する。
オーステナイト結晶粒度番号（ＪＩＳ Ｇ０５５１）で
Ｎｏ．７以上に相当するものであることが望ましい。即
ち、ベイナイト組織の結晶を微細にすると、粒界に負荷
する応力が低減されると共に、粒界強度が上昇する。こ
れによって遅れ破壊時に見られる粒界破壊が抑制されて
耐遅れ破壊性が向上する。また、ベイナイト組織の結晶
を微細化することによって、延性および靭性が向上し、
こうした観点からも耐遅れ破壊性が向上する。
【００１５】本発明の高強度鋼線は、Ｃを０．７〜１．
２％含む中炭素鋼を想定したものであるが、Ｃ含有量の
範囲限定は、以下の通りである。
２％含む中炭素鋼を想定したものであるが、Ｃ含有量の
範囲限定は、以下の通りである。
【００１６】Ｃ：０．７〜１．２％ Ｃは鋼材の強度確保の為に必要且つ経済的な元素であ
り、Ｃ含有量を増加させるにつれて強度が増加する。目
標強度を確保するためには、Ｃは０．７％以上含有させ
る必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．２％を超
えると、初析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の
低下が顕著に現れ、伸線加工性を劣化させる。Ｃ含有量
の好ましい下限は、０．８％であり、より好ましくは
０．９％である。またＣ含有量の好ましい上限は、１．
１％であり、より好ましくは１．０％である。
り、Ｃ含有量を増加させるにつれて強度が増加する。目
標強度を確保するためには、Ｃは０．７％以上含有させ
る必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が１．２％を超
えると、初析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の
低下が顕著に現れ、伸線加工性を劣化させる。Ｃ含有量
の好ましい下限は、０．８％であり、より好ましくは
０．９％である。またＣ含有量の好ましい上限は、１．
１％であり、より好ましくは１．０％である。
【００１７】本発明の高強度線材において、上記Ｃの他
の具体的な化学成分としては、Ｍｎ：０．２〜１．０％
およびＳｉ：１．０％以下を夫々含有すると共に、Ｐ：
０．０３％以下およびＳ：０．０３％以下に夫々抑制し
たものであることが好ましい。これらの成分の範囲限定
理由は下記の通りである。
の具体的な化学成分としては、Ｍｎ：０．２〜１．０％
およびＳｉ：１．０％以下を夫々含有すると共に、Ｐ：
０．０３％以下およびＳ：０．０３％以下に夫々抑制し
たものであることが好ましい。これらの成分の範囲限定
理由は下記の通りである。
【００１８】Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは脱酸剤としての効果と、鋼材の焼入性を向上させ
て鋼材の断面積組織の均一性を高める効果を有する。こ
れらの作用は０．２％以上含有させることによって有効
に発揮される。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍｎの
偏析部にマルテンサイトの過冷組織が生成して伸線加工
性を劣化させるので、Ｍｎ量の上限は１．０％とした。
尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．３％であり、よ
り好ましくは０．５％とするのが良い。またＭｎ含有量
に好ましい上限は、０．９％であり、より好ましくは
０．７％とするのが良い。
て鋼材の断面積組織の均一性を高める効果を有する。こ
れらの作用は０．２％以上含有させることによって有効
に発揮される。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍｎの
偏析部にマルテンサイトの過冷組織が生成して伸線加工
性を劣化させるので、Ｍｎ量の上限は１．０％とした。
尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．３％であり、よ
り好ましくは０．５％とするのが良い。またＭｎ含有量
に好ましい上限は、０．９％であり、より好ましくは
０．７％とするのが良い。
【００１９】Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない） Ｓｉは鋼材の焼入れ性を向上させて初析セメンタイトの
析出を抑える効果を発揮する。また脱酸剤としての作用
が期待され、しかもフェライトに固溶して顕著な固溶強
化作用も発揮する。これらの効果は、その含有量が増加
するにつれて増大するが、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼材の延性を低下させると共に、鍛造性が著しく
低下させるので１．０％を上限とする。尚、Ｓｉ含有量
の好ましい上限は０．５％であり、より好ましくは０．
２％であり、更に好ましくは０．１以下とするのが良
い。
析出を抑える効果を発揮する。また脱酸剤としての作用
が期待され、しかもフェライトに固溶して顕著な固溶強
化作用も発揮する。これらの効果は、その含有量が増加
するにつれて増大するが、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼材の延性を低下させると共に、鍛造性が著しく
低下させるので１．０％を上限とする。尚、Ｓｉ含有量
の好ましい上限は０．５％であり、より好ましくは０．
２％であり、更に好ましくは０．１以下とするのが良
い。
【００２０】Ｐ：０．０３％以下（０％を含む） Ｐは粒界偏析を起こして、耐遅れ破壊性を劣化させる元
素である。そこでＰ含有量を０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚、Ｐ含有量
は、０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好
ましくは０．０１％以下、更に好ましくは０．００５％
以下とするのが良い。
素である。そこでＰ含有量を０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚、Ｐ含有量
は、０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好
ましくは０．０１％以下、更に好ましくは０．００５％
以下とするのが良い。
【００２１】Ｓ：０．０３％（０％を含む） Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、応力が負荷されたときにこ
のＭｎＳが応力集中箇所となる。従って、耐遅れ破壊性
の改善にはＳ含有量をできるだけ減少させることが必要
となり、こうした観点から０．０３％以下とするのが良
い。尚、Ｓ含有量は、０．０１５％以下に低減するのが
好ましく、より好ましく０．０１％以下、更に好ましく
は０．００５％以下とするのが良い。
のＭｎＳが応力集中箇所となる。従って、耐遅れ破壊性
の改善にはＳ含有量をできるだけ減少させることが必要
となり、こうした観点から０．０３％以下とするのが良
い。尚、Ｓ含有量は、０．０１５％以下に低減するのが
好ましく、より好ましく０．０１％以下、更に好ましく
は０．００５％以下とするのが良い。
【００２２】本発明の高強度鋼線には、必要によって、
Ｃｒ：１．０％以下やＡｌ：０．１％以下を含有させる
ことが好ましいが、これらの成分の範囲限定理由は下記
の通りである。
Ｃｒ：１．０％以下やＡｌ：０．１％以下を含有させる
ことが好ましいが、これらの成分の範囲限定理由は下記
の通りである。
【００２３】Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない） Ｃｒは、Ｓｉと同様に初析セメンタイトの析出を抑制す
る効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の
高強度鋼線における添加成分として有効である。こうし
た効果は、その含有量が増加するほど増大するが、１．
０％を超えて含有させてもその効果は飽和して不経済と
なるので、その上限を１．０％とした。尚、Ｃｒ含有量
の好ましい範囲は、０．１〜０．５％、更に好ましい範
囲は０．１５〜０．３％である。
る効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の
高強度鋼線における添加成分として有効である。こうし
た効果は、その含有量が増加するほど増大するが、１．
０％を超えて含有させてもその効果は飽和して不経済と
なるので、その上限を１．０％とした。尚、Ｃｒ含有量
の好ましい範囲は、０．１〜０．５％、更に好ましい範
囲は０．１５〜０．３％である。
【００２４】Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない） Ａｌは鋼中Ｎを捕捉してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細
化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。し
かしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超え
ると、窒化物および酸化物系介在物が生成し、伸線性を
低下させるので０．１％以下とするのが良い。尚、Ａｌ
含有量の好ましい範囲は０．０１〜０．０７％、更に好
ましい範囲は０．０２５〜０．０５％である。
化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。し
かしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超え
ると、窒化物および酸化物系介在物が生成し、伸線性を
低下させるので０．１％以下とするのが良い。尚、Ａｌ
含有量の好ましい範囲は０．０１〜０．０７％、更に好
ましい範囲は０．０２５〜０．０５％である。
【００２５】本発明の高強度鋼線は、通常添加される各
種元素（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｗ，Ｂ，Ｎ等）を含有しても良いことは勿論であるが、
これら必要によって含有される各元素の限定理由は下記
の通りである。
種元素（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｗ，Ｂ，Ｎ等）を含有しても良いことは勿論であるが、
これら必要によって含有される各元素の限定理由は下記
の通りである。
【００２６】Ｃｕ：０．５％（０％を含まない） Ｃｕは析出硬化作用によって鋼材の高強度化に寄与する
元素である。しかし過剰に添加すると粒界脆化を起こし
て、耐遅れ破壊性を劣化させる原因となるので０．５％
を上限とする。尚、Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０．
０５％であり、より好ましくは０．１％とするのが良
い。またＣｕ含有量の好ましい上限は、０．３％であ
り、より好ましくは０．２％とするのが良い。
元素である。しかし過剰に添加すると粒界脆化を起こし
て、耐遅れ破壊性を劣化させる原因となるので０．５％
を上限とする。尚、Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０．
０５％であり、より好ましくは０．１％とするのが良
い。またＣｕ含有量の好ましい上限は、０．３％であ
り、より好ましくは０．２％とするのが良い。
【００２７】Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない） Ｎｉは鋼材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材
の靭性を高める効果を有する。しかし、Ｎｉ含有量が過
剰になると、変態終了時間が長くなり過ぎて、設備の大
型化、生産性の低下を来たすため、１．０％を上限とす
る。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％とするのが良い。またＮｉ
含有量の好ましい上限は、０．５％であり、より好まし
くは０．３％とするのが良い。
の靭性を高める効果を有する。しかし、Ｎｉ含有量が過
剰になると、変態終了時間が長くなり過ぎて、設備の大
型化、生産性の低下を来たすため、１．０％を上限とす
る。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％とするのが良い。またＮｉ
含有量の好ましい上限は、０．５％であり、より好まし
くは０．３％とするのが良い。
【００２８】Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない） Ｃｏは、ＳｉやＣｒと同様に初析セメンタイトの析出を
抑制する効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本
発明の高強度鋼線における添加成分としては特に有効で
ある。こうした効果は、その含有量が増加するほど増大
するが、０．５％を超えて含有させてもその効果は飽和
して不経済となるので、その上限を０．５％とした。
尚、Ｃｏ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．３
％、更に好ましい範囲は０．１〜０．２％である。
抑制する効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本
発明の高強度鋼線における添加成分としては特に有効で
ある。こうした効果は、その含有量が増加するほど増大
するが、０．５％を超えて含有させてもその効果は飽和
して不経済となるので、その上限を０．５％とした。
尚、Ｃｏ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜０．３
％、更に好ましい範囲は０．１〜０．２％である。
【００２９】Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群
から選ばれる１種以上：合計で０．０１〜０．５％ これらの元素は、いずれも微細な炭・窒化物を形成して
耐遅れ破壊性の向上に寄与する。またこれらの窒化物お
よび炭化物は、結晶粒の微細化に有効である。こうした
効果を発揮させる為には、合計で０．０１％以上含有さ
せる必要があるが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性お
よび靭性を阻害するので、合計で０．５％以下にする必
要がある。尚、これらの元素含有量の好ましい下限は、
合計で０．０２％であり、より好ましくは０．０３％と
するのが良い。また好ましい上限は、合計で０．３％で
あり、より好ましくは０．１％とするのが良い。
から選ばれる１種以上：合計で０．０１〜０．５％ これらの元素は、いずれも微細な炭・窒化物を形成して
耐遅れ破壊性の向上に寄与する。またこれらの窒化物お
よび炭化物は、結晶粒の微細化に有効である。こうした
効果を発揮させる為には、合計で０．０１％以上含有さ
せる必要があるが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性お
よび靭性を阻害するので、合計で０．５％以下にする必
要がある。尚、これらの元素含有量の好ましい下限は、
合計で０．０２％であり、より好ましくは０．０３％と
するのが良い。また好ましい上限は、合計で０．３％で
あり、より好ましくは０．１％とするのが良い。
【００３０】Ｂ：０．０００５〜０．００３％ Ｂは鋼の焼入れ性向上の為に添加されるが、その作用を
発揮させる為には、０．０００５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、０．００３％を超えて過剰に含
有すると却って靭性を阻害する。尚、Ｂ含有量の好まし
い下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００
２５％である。
発揮させる為には、０．０００５％以上含有させる必要
がある。しかしながら、０．００３％を超えて過剰に含
有すると却って靭性を阻害する。尚、Ｂ含有量の好まし
い下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００
２５％である。
【００３１】Ｎ：０．０１５％（０％を含まない） ＮはＡｌＮやＴｉＮの窒化物形成によって結晶粒の微細
化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。しか
し、過剰に含有すると窒化物が増加し過ぎて伸線性に悪
影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎが伸線中の時効を促進
することがあるので、０．０１５％以下にする必要があ
る。尚、Ｎ含有量の好ましい上限は、０．００７％であ
り、より好ましくは０．００５％以下にするのが良い。
化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。しか
し、過剰に含有すると窒化物が増加し過ぎて伸線性に悪
影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎが伸線中の時効を促進
することがあるので、０．０１５％以下にする必要があ
る。尚、Ｎ含有量の好ましい上限は、０．００７％であ
り、より好ましくは０．００５％以下にするのが良い。
【００３２】本発明の高強度鋼線の化学成分組成は上記
の通りであり、残部は実質的に鉄からなるものである。
ここで「実質的に鉄」とは、本発明の高強度鋼線にはＦ
ｅ以外にもその特性を阻害しない程度の微量成分（許容
成分）をも含み得るものであり、こうした許容成分とし
ては例えばＣａ，Ｚｒ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ等の元素が挙げられる。またその特性を更に良
好にするという観点からして、不純物であるＯについて
は下記の様に抑制することが好ましい。
の通りであり、残部は実質的に鉄からなるものである。
ここで「実質的に鉄」とは、本発明の高強度鋼線にはＦ
ｅ以外にもその特性を阻害しない程度の微量成分（許容
成分）をも含み得るものであり、こうした許容成分とし
ては例えばＣａ，Ｚｒ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ａｓ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ等の元素が挙げられる。またその特性を更に良
好にするという観点からして、不純物であるＯについて
は下記の様に抑制することが好ましい。
【００３３】Ｏ：０．００５％以下（０％を含む） Ｏは常温では鋼にほとんど固溶せず、硬質の酸化物系介
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従って、Ｏ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚、Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好
ましく、より好ましくは０．００２％以下に低減するの
が良い。
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従って、Ｏ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚、Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好
ましく、より好ましくは０．００２％以下に低減するの
が良い。
【００３４】本発明の高強度鋼線は、上記した各製造方
法によって製造することができるが、各方法における作
用は下記の通りである。まず上記の様な化学成分組成を
有する鋼材を用い、この鋼材を８００〜１０００℃に加
熱後、３００〜５００℃まで急冷し、その温度で恒温保
持（パテンティング処理）することにより、通常の圧延
材より均質なベイナイト組織が得られ、伸線前（線材）
の強度上昇が図れる。
法によって製造することができるが、各方法における作
用は下記の通りである。まず上記の様な化学成分組成を
有する鋼材を用い、この鋼材を８００〜１０００℃に加
熱後、３００〜５００℃まで急冷し、その温度で恒温保
持（パテンティング処理）することにより、通常の圧延
材より均質なベイナイト組織が得られ、伸線前（線材）
の強度上昇が図れる。
【００３５】この方法において、鋼材加熱温度が低過ぎ
るとオーステナイト化が不十分となり、均質なベイナイ
ト組織が得られなくなるので、上記加熱温度は８００℃
以上とする必要がある。また、この加熱温度が高くなり
過ぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化するので１０
００℃以下とする必要がある。またこの加熱温度の好ま
しい範囲は、８５０〜９５０℃程度であり、更に好まし
くは８７０〜９００℃程度である。
るとオーステナイト化が不十分となり、均質なベイナイ
ト組織が得られなくなるので、上記加熱温度は８００℃
以上とする必要がある。また、この加熱温度が高くなり
過ぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化するので１０
００℃以下とする必要がある。またこの加熱温度の好ま
しい範囲は、８５０〜９５０℃程度であり、更に好まし
くは８７０〜９００℃程度である。
【００３６】恒温保持保処理（パテンティング処理）
は、ソルトバス、鉛、流動層等を利用し、加熱した線材
をできるだけ速い冷却速度で急冷することが望ましい。
また、均質なベイナイト組織を得るには、３００〜５０
０℃で恒温変態することが必要である。また、この恒温
保持温度の好ましい温度範囲は、３５０〜４５０℃であ
り、更に好ましい温度範囲は４００〜４３０℃である。
は、ソルトバス、鉛、流動層等を利用し、加熱した線材
をできるだけ速い冷却速度で急冷することが望ましい。
また、均質なベイナイト組織を得るには、３００〜５０
０℃で恒温変態することが必要である。また、この恒温
保持温度の好ましい温度範囲は、３５０〜４５０℃であ
り、更に好ましい温度範囲は４００〜４３０℃である。
【００３７】一方、鋼材の圧延または鍛造終了温度が８
００〜１０００℃となる様に熱間圧延または熱間鍛造し
た後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度か
ら１．０℃／秒以下の平均冷却速度で２００秒以上保持
し、引き続き放冷することによっても、通常の圧延材よ
りも均質なベイナイト組織が得られ、伸線前の強度上昇
が図れる。こうした方法を採用するときの各工程におけ
る作用は下記の通りである。
００〜１０００℃となる様に熱間圧延または熱間鍛造し
た後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度か
ら１．０℃／秒以下の平均冷却速度で２００秒以上保持
し、引き続き放冷することによっても、通常の圧延材よ
りも均質なベイナイト組織が得られ、伸線前の強度上昇
が図れる。こうした方法を採用するときの各工程におけ
る作用は下記の通りである。
【００３８】まず圧延または鍛造終了温度の規定範囲に
ついては、上記鋼材加熱温度と同様の理由で８００〜１
０００℃と定めた。またこの終了温度の好ましい範囲
は、上記と同様である。圧延後または熱間鍛造後の冷却
速度が遅すぎると、冷却中にフェライト変態を引き起こ
す可能性があるので、できるだけ速い冷却速度で急冷す
ることが好ましく、このときの平均冷却速度は５℃／秒
以上であることが好ましい。この急冷によって３００〜
５００℃まで冷却する必要があるが、この冷却終了温度
が３００℃未満または５００℃を超えると、その後の徐
冷によってベイナイト以外の組織が生成し易くなる。
ついては、上記鋼材加熱温度と同様の理由で８００〜１
０００℃と定めた。またこの終了温度の好ましい範囲
は、上記と同様である。圧延後または熱間鍛造後の冷却
速度が遅すぎると、冷却中にフェライト変態を引き起こ
す可能性があるので、できるだけ速い冷却速度で急冷す
ることが好ましく、このときの平均冷却速度は５℃／秒
以上であることが好ましい。この急冷によって３００〜
５００℃まで冷却する必要があるが、この冷却終了温度
が３００℃未満または５００℃を超えると、その後の徐
冷によってベイナイト以外の組織が生成し易くなる。
【００３９】上記で急冷した後は、均質なベイナイト組
織を得るという観点から、その温度（３００〜５００℃
の温度：徐冷開始温度）から１．０℃／秒以下の平均冷
却速度で冷却（徐冷）しつつ２００秒以上保持する必要
がある。このとき平均冷却速度が１．０℃／秒よりも速
くなったり、保持時間が２００秒未満になると、ベイナ
イト組織が変態する前に放冷されて、マルテンサイトが
生成し易くなる。尚、この冷却速度の好ましい範囲は、
０．５℃／秒以下であり、より好ましくは０．２℃／秒
以下とするのが良い。また上記保持温度の好ましい範囲
は、３００秒以上であり、より好ましくは６００秒以上
とするのが良い。
織を得るという観点から、その温度（３００〜５００℃
の温度：徐冷開始温度）から１．０℃／秒以下の平均冷
却速度で冷却（徐冷）しつつ２００秒以上保持する必要
がある。このとき平均冷却速度が１．０℃／秒よりも速
くなったり、保持時間が２００秒未満になると、ベイナ
イト組織が変態する前に放冷されて、マルテンサイトが
生成し易くなる。尚、この冷却速度の好ましい範囲は、
０．５℃／秒以下であり、より好ましくは０．２℃／秒
以下とするのが良い。また上記保持温度の好ましい範囲
は、３００秒以上であり、より好ましくは６００秒以上
とするのが良い。
【００４０】尚、いずれの方法を採用するにしても、圧
延のままおよび鍛造ままでは必要な寸法精度が得られ
ず、また１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ることが困
難になるので、最終工程としての強伸線加工が必要とな
る。
延のままおよび鍛造ままでは必要な寸法精度が得られ
ず、また１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ることが困
難になるので、最終工程としての強伸線加工が必要とな
る。
【００４１】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４２】
【実施例】実施例１ 下記表１に示す化学成分組成を有する供試鋼を用い、線
径：７ｍｍφまで熱間圧延して線材とした後、下記表２
に示すパテンティング処理（加熱温度：７５０〜１０５
０℃、恒温変態：２５０〜５６０℃×４分）を行なっ
た。その後、線径：５．２ｍｍφまで伸線して鋼線とし
た（伸線率：４５％）。
径：７ｍｍφまで熱間圧延して線材とした後、下記表２
に示すパテンティング処理（加熱温度：７５０〜１０５
０℃、恒温変態：２５０〜５６０℃×４分）を行なっ
た。その後、線径：５．２ｍｍφまで伸線して鋼線とし
た（伸線率：４５％）。
【００４３】
【表１】
【００４４】得られた各種鋼線を用い、図１に示すM６
×P１．０のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験を
行った。遅れ破壊試験は、ボルトを酸中に浸漬後（１５
％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応力負荷
（負荷応力は引張強さの９０％）し、１００時間後の破
断の有無で評価した。また、初析フェライト、パーライ
ト、マルテンサイトおよびパーライト組織の分類を下記
の方法で行ない、各組識の面積率を求めた。更に、ベイ
ナイト組織の結晶粒径を、下記の方法で測定した。
×P１．０のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試験を
行った。遅れ破壊試験は、ボルトを酸中に浸漬後（１５
％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応力負荷
（負荷応力は引張強さの９０％）し、１００時間後の破
断の有無で評価した。また、初析フェライト、パーライ
ト、マルテンサイトおよびパーライト組織の分類を下記
の方法で行ない、各組識の面積率を求めた。更に、ベイ
ナイト組織の結晶粒径を、下記の方法で測定した。
【００４５】また上記の伸線した鋼線を使用し、常温で
端面拘束圧縮試験により圧縮特性についても評価した。
このとき、変形抵抗は圧下率５０％のときの値で比較
し、変形能は、割れ発生を起こさない最低の圧下率とし
た。
端面拘束圧縮試験により圧縮特性についても評価した。
このとき、変形抵抗は圧下率５０％のときの値で比較
し、変形能は、割れ発生を起こさない最低の圧下率とし
た。
【００４６】（各組識の分類方法）鋼線の横断面を埋め
込み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３
０秒腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって
Ｄ／４（Dは直径）部を組織観察した。１０００〜３０
００倍で５〜１０視野撮影し、ベイナイト組織部分を確
定した後、画像解析装置によって各組識の面積率を求め
た。
込み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３
０秒腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって
Ｄ／４（Dは直径）部を組織観察した。１０００〜３０
００倍で５〜１０視野撮影し、ベイナイト組織部分を確
定した後、画像解析装置によって各組識の面積率を求め
た。
【００４７】各鋼線の組織をパテンティング条件と共に
下記表２に、遅れ破壊試験結果および圧縮特性を伸線条
件および機械的特性と共に下記表３に夫々示す。
下記表２に、遅れ破壊試験結果および圧縮特性を伸線条
件および機械的特性と共に下記表３に夫々示す。
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】実施例２ 前記表１に示した供試鋼Ａを用い、下記表４に示す圧延
条件にて線径７ｍｍφまで熱間圧延して線材とした。そ
の後、線径：５．２ｍｍφまで伸線して鋼線とした（伸
線率：４５％）。
条件にて線径７ｍｍφまで熱間圧延して線材とした。そ
の後、線径：５．２ｍｍφまで伸線して鋼線とした（伸
線率：４５％）。
【００５１】
【表４】
【００５２】得られた各種鋼線を用い、前記図１に示し
たM６×P１．０のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試
験を実施例１と同様にして行った。また圧縮特性試験に
ついても、を実施例１と同様にして行った。各鋼線の組
織を前記表４に併記するとともに、遅れ破壊試験結果お
よび圧縮特性を伸線条件および機械的特性と共に下記表
５に夫々示す。
たM６×P１．０のスタッドボルトを作製し、遅れ破壊試
験を実施例１と同様にして行った。また圧縮特性試験に
ついても、を実施例１と同様にして行った。各鋼線の組
織を前記表４に併記するとともに、遅れ破壊試験結果お
よび圧縮特性を伸線条件および機械的特性と共に下記表
５に夫々示す。
【００５３】
【表５】
【００５４】これらの結果から明らかな様に、本発明鋼
の要件を満足する高強度鋼線を使用してボルトを製造し
た場合には、優れた鍛造性の下でボルトが得られると共
に、得られたボルトは引張強さ１２００Ｎ／ｍｍ2以上
であっても優れた遅れ破壊特性を有していることが分か
る。
の要件を満足する高強度鋼線を使用してボルトを製造し
た場合には、優れた鍛造性の下でボルトが得られると共
に、得られたボルトは引張強さ１２００Ｎ／ｍｍ2以上
であっても優れた遅れ破壊特性を有していることが分か
る。
【００５５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、引
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら、耐遅れ
破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、およびその
様な高強度鋼線を製造するための有用な方法が実現でき
た。
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら、耐遅れ
破壊性と共に鍛造性にも優れた高強度鋼線、およびその
様な高強度鋼線を製造するための有用な方法が実現でき
た。
【図１】実施例において遅れ破壊試験に供したボルトの
形状を示す概略説明図である。
形状を示す概略説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA06 AA11 AA27 AA29 AA31 BA02 CA01 CC03 CC04 CD01 CD06 4K043 AA02 AB05 AB06 AB10 AB15 AB27 BA04 BA06 CB02 CB03 DA02 FA12 FA13
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｃ：０．７〜１．２％（質量％の意味、
以下同じ）を含有する鋼材からなり、ベイナイト組織の
面積率を８０％以上としたものであり、且つ線材を強伸
線加工することによって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度
と優れた耐遅れ破壊性を有する様にしたものであること
を特徴とする耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼
線。 - 【請求項２】 更にＭｎ：０．２〜１．０％およびＳ
ｉ：１．０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると
共に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）およびＳ：
０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制したものであ
る請求項１に記載の高強度鋼線。 - 【請求項３】 更にＣｒ：１．０％以下（０％を含まな
い）を含有するものである請求項１または２に記載の高
強度鋼線。 - 【請求項４】 Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の
高強度鋼線。 - 【請求項５】 前記ベイナイト組織における結晶粒径
が、オーステナイト結晶粒度番号でＮｏ．７以上に相当
するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度
鋼線。 - 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度
鋼線を製造するに当たり、鋼材を８００〜１０００℃に
加熱後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その温度
で恒温保持することにより、初析フェライト、初析セメ
ンタイト、パーライトおよびマルテンサイトの１種また
は２種以上の組織生成を抑制してベイナイト組織の面積
率を８０％以上とし、その後強伸線加工によって１２０
０Ｎ／ｍｍ2以上の強度にすることを特徴とする耐遅れ
破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１〜５のいずれかに記載の高強度
鋼線を製造するに当たり、鋼材の圧延または鍛造終了温
度が８００〜１０００℃となる様に熱間圧延または鍛造
を行った後、３００〜５００℃の温度まで急冷し、その
温度から１．０℃／秒以下の平均冷却速度で２００秒以
上かけて冷却し、引き続き室温まで放冷することによ
り、初析フェライト、初析セメンタイト、パーライトお
よびマルテンサイトの１種または2種以上の組織生成を
抑制してベイナイト組織の面積率を８０％以上とし、そ
の後強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度
にすることを特徴とする耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた
高強度鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001034334A JP2002241899A (ja) | 2001-02-09 | 2001-02-09 | 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001034334A JP2002241899A (ja) | 2001-02-09 | 2001-02-09 | 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002241899A true JP2002241899A (ja) | 2002-08-28 |
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ID=18897962
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001034334A Pending JP2002241899A (ja) | 2001-02-09 | 2001-02-09 | 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002241899A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011522113A (ja) * | 2008-04-30 | 2011-07-28 | ナムローゼ・フェンノートシャップ・ベーカート・ソシエテ・アノニム | ビスマスでパテンティングした鋼フィラメント |
| WO2015053311A1 (ja) * | 2013-10-08 | 2015-04-16 | 新日鐵住金株式会社 | 線材、過共析ベイナイト鋼線、及びそれらの製造方法 |
| WO2015133614A1 (ja) * | 2014-03-06 | 2015-09-11 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材とその製造方法 |
| US20210324493A1 (en) * | 2018-08-31 | 2021-10-21 | Posco | Wire rod for cold heading, processed product using same, and manufacturing methods therefor |
-
2001
- 2001-02-09 JP JP2001034334A patent/JP2002241899A/ja active Pending
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| KR101789949B1 (ko) | 2013-10-08 | 2017-10-25 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 선재, 과공석 베이나이트 강선 및 그것들의 제조 방법 |
| CN105612269A (zh) * | 2013-10-08 | 2016-05-25 | 新日铁住金株式会社 | 线材、过共析贝氏体钢丝及它们的制造方法 |
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| WO2015133614A1 (ja) * | 2014-03-06 | 2015-09-11 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材とその製造方法 |
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| KR20160114697A (ko) * | 2014-03-06 | 2016-10-05 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재와 그 제조 방법 |
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