JPH03271329A - 高強度鋼線の製造方法 - Google Patents
高強度鋼線の製造方法Info
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- JPH03271329A JPH03271329A JP7256490A JP7256490A JPH03271329A JP H03271329 A JPH03271329 A JP H03271329A JP 7256490 A JP7256490 A JP 7256490A JP 7256490 A JP7256490 A JP 7256490A JP H03271329 A JPH03271329 A JP H03271329A
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、スチールコード、Znめっき鋼撚線、PC鋼
線、つり積用ケーブルなどに使用される高強度鋼線の製
造方法に関するものである。
線、つり積用ケーブルなどに使用される高強度鋼線の製
造方法に関するものである。
(従来の技術)
高強度鋼線の強度を上げる方策として、C6有率を上げ
ることは、安価で高い効果が得られるため工業的には最
も望ましい方法である。しかし、過共析領域、すなわち
、通常Cが0.9%を超える領域では、パテンティング
時に旧オーステナイト粒界に沿って脆い初析セメンタイ
トがネットワーク状に生成する。このため、伸線加工時
、初析セメンタイトに沿った粒界割れが発生しやすくな
り、高減面率の伸線加工は不可能となる。
ることは、安価で高い効果が得られるため工業的には最
も望ましい方法である。しかし、過共析領域、すなわち
、通常Cが0.9%を超える領域では、パテンティング
時に旧オーステナイト粒界に沿って脆い初析セメンタイ
トがネットワーク状に生成する。このため、伸線加工時
、初析セメンタイトに沿った粒界割れが発生しやすくな
り、高減面率の伸線加工は不可能となる。
従来、過共折鋼の伸線加工性を向上させる方法として、
熱処理ないしは合金元素の添加により初析セメンタイト
の生成を抑制する方法、あるいは伸線方法を工夫するこ
とにより、初析セメンタイト起因の延性劣化を防止する
方法が開発されている。
熱処理ないしは合金元素の添加により初析セメンタイト
の生成を抑制する方法、あるいは伸線方法を工夫するこ
とにより、初析セメンタイト起因の延性劣化を防止する
方法が開発されている。
たとえば、特公昭56−
により組織を粒状セメンタイトが分散したパーライト組
織に変える方法が開示されている。これは、過共折鋼線
をオーステナイト化し、油焼き入れ処理してマルテンサ
イト組織とした後、770〜930℃の温度領域に急速
加熱して粒状セメンタイトを析出せしめ、目標加熱温度
に到達後直ちに535〜660℃の温度でパテンティン
グ処理する方法である。
織に変える方法が開示されている。これは、過共折鋼線
をオーステナイト化し、油焼き入れ処理してマルテンサ
イト組織とした後、770〜930℃の温度領域に急速
加熱して粒状セメンタイトを析出せしめ、目標加熱温度
に到達後直ちに535〜660℃の温度でパテンティン
グ処理する方法である。
この方法は、伸線加工限界を高める方法としては優れて
いるが、粒状化したセメンタイトは層状に発達したセメ
ンタイトと異なり、強化への寄与が小さい(パテンティ
ング後の強度が低く、伸線時の加工硬化も小さい)ため
、C含有率を高めた効果を生かすことができない。
いるが、粒状化したセメンタイトは層状に発達したセメ
ンタイトと異なり、強化への寄与が小さい(パテンティ
ング後の強度が低く、伸線時の加工硬化も小さい)ため
、C含有率を高めた効果を生かすことができない。
本発明者らは、これまでに、合金元素の添加効果を利用
して初析セメンタイトの発生を抑制する方法を研究し、
特願平1−281825号および特願平1−76825
号として出願している。これらはいずれも、0.1〜0
.3%のC「を添加することを特徴としているが、これ
らによっても小量の初析セメンタイトの生成は防止でき
ない。
して初析セメンタイトの発生を抑制する方法を研究し、
特願平1−281825号および特願平1−76825
号として出願している。これらはいずれも、0.1〜0
.3%のC「を添加することを特徴としているが、これ
らによっても小量の初析セメンタイトの生成は防止でき
ない。
また、特開昭63−186852号公報には、5〜50
ppmのREMおよびCa、Mg、Ba、Srのうちの
1種類以上を合計で5〜50ppm添加する方法が開示
されている。これらの元素はいずれも、硫化物と酸化物
を同時に生成させる元素である。これらの添加により生
成したREM、Ca、Mg。
ppmのREMおよびCa、Mg、Ba、Srのうちの
1種類以上を合計で5〜50ppm添加する方法が開示
されている。これらの元素はいずれも、硫化物と酸化物
を同時に生成させる元素である。これらの添加により生
成したREM、Ca、Mg。
Ba、Srを含む微細な硫化物酸化物を核としてパーラ
イト変態を促進させ、マルテンサイトや初析セメンタイ
トの生成を抑制しようとする方法である。
イト変態を促進させ、マルテンサイトや初析セメンタイ
トの生成を抑制しようとする方法である。
しかし、この方法はこれらの微量元素の添加のみならず
、微細な硫化物酸化物を出現させるために、S、O,A
、Qの含有率も制御せねばならず、製造管理はきわめて
複雑なものとなる。
、微細な硫化物酸化物を出現させるために、S、O,A
、Qの含有率も制御せねばならず、製造管理はきわめて
複雑なものとなる。
一方、初析セメンタイトが存在しても伸線加工性が低下
せぬように、塑性加工面からの改善を行なった例として
は、伸線前にローラーダイス加工ないしは冷間圧延を行
なう方法が特開昭63−4018号公報に、また、ダイ
スのアプローチ角を10度前後に下げて伸線する方法が
、前記特願平1−281825号に記載されている。
せぬように、塑性加工面からの改善を行なった例として
は、伸線前にローラーダイス加工ないしは冷間圧延を行
なう方法が特開昭63−4018号公報に、また、ダイ
スのアプローチ角を10度前後に下げて伸線する方法が
、前記特願平1−281825号に記載されている。
これらは、いずれも伸線加工時に鋼線中心部にかかる引
張り応力を軽減させることにより、初析セメンタイト起
因の内部クラックの発生を抑制しようとしたものである
。しかし、この方法が、効果を有するのは、生成した初
析セメンタイトの量が少なく、かつ、粒界に薄く存在し
ている場合、すなわち、Cが1%以下の場合や小量のC
r添加により、初析セメンタイトの生成が抑制されてい
る場合に限られる。
張り応力を軽減させることにより、初析セメンタイト起
因の内部クラックの発生を抑制しようとしたものである
。しかし、この方法が、効果を有するのは、生成した初
析セメンタイトの量が少なく、かつ、粒界に薄く存在し
ている場合、すなわち、Cが1%以下の場合や小量のC
r添加により、初析セメンタイトの生成が抑制されてい
る場合に限られる。
一方、これらの方法は伸線機とは別に新たにローラーダ
イスや圧延機を装備せねばならないこと、また、ダイス
の管理を厳しくせねばならないことなど製造上の問題も
少なくない。
イスや圧延機を装備せねばならないこと、また、ダイス
の管理を厳しくせねばならないことなど製造上の問題も
少なくない。
(発明が解決しようとする課題)
以上述べたように、従来技術では、過共折鋼における粒
界初析セメンタイトの発生を完全に阻止することはでき
ない。
界初析セメンタイトの発生を完全に阻止することはでき
ない。
本発明の目的は、過共折鋼における粒界初析セメンタイ
トの生成を完全に阻止することにより、高減面率の伸線
加工を可能ならしめ、C含有率を高めた効果を十分生か
した高強度鋼線の製造技術を提供することにある。
トの生成を完全に阻止することにより、高減面率の伸線
加工を可能ならしめ、C含有率を高めた効果を十分生か
した高強度鋼線の製造技術を提供することにある。
(課題を解決するための手段および作用)本発明は、C
: 0.90〜l、25%、S i:o、15〜1.5
%、Mn : 0.3〜1.0%、必要に応じて、Cr
:0、1−1.0%、およびV : 0.02〜(1,
30%の1種ないし2種、さらにAll、TI 、Nb
、Zr、Bの1種ないし2種以上をそれぞれ0.1%以
下含有し、残余をFeおよび不可避的不純物からなる鋼
線を加熱してオーステナイト化したのち、(1〉式で規
定される範囲の冷却速度で400〜650℃に保持され
た冷媒中に焼き入れ、引き続き該冷媒中で恒温変態を完
了させることにより初析セメンタイトを含まない微細パ
ーライト組織とすることを特徴とする高強度鋼線の製造
方法である。
: 0.90〜l、25%、S i:o、15〜1.5
%、Mn : 0.3〜1.0%、必要に応じて、Cr
:0、1−1.0%、およびV : 0.02〜(1,
30%の1種ないし2種、さらにAll、TI 、Nb
、Zr、Bの1種ないし2種以上をそれぞれ0.1%以
下含有し、残余をFeおよび不可避的不純物からなる鋼
線を加熱してオーステナイト化したのち、(1〉式で規
定される範囲の冷却速度で400〜650℃に保持され
た冷媒中に焼き入れ、引き続き該冷媒中で恒温変態を完
了させることにより初析セメンタイトを含まない微細パ
ーライト組織とすることを特徴とする高強度鋼線の製造
方法である。
Y≦0.18IogX + 0.82
(1)ただし、Yは鋼のC含有率(%)、Xは冷却速
度(”C/ 5ee)を示す。
(1)ただし、Yは鋼のC含有率(%)、Xは冷却速
度(”C/ 5ee)を示す。
以下に、本発明の詳細な説明する。
本発明者らは、過共折鋼の伸線加工性を改善すべく多く
の実験を行ない、以下に示すように、オーステナイト化
温度からの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイ
トの生成を阻止できるという新たな知見を得た。
の実験を行ない、以下に示すように、オーステナイト化
温度からの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイ
トの生成を阻止できるという新たな知見を得た。
すなわち、本発明者らは、第1表に示す組成の真空溶解
鋼を熱間圧延した線材より、直径31■、高さ10mm
の円柱状試料を製作し、これをArガス中で950〜1
000℃に誘導加熱してオーステナイト化したのち、種
々の冷却速度で連続冷却した。
鋼を熱間圧延した線材より、直径31■、高さ10mm
の円柱状試料を製作し、これをArガス中で950〜1
000℃に誘導加熱してオーステナイト化したのち、種
々の冷却速度で連続冷却した。
190
0.95
1.01
t、06
1.10
1、L3
1.20
224
1.29
1
0.24
0.22
0.22
0.23
0.22
0.2I
22I
122
0.22
第
表
n
174
0.73
0.74
0.73
0.75
0.73
0.74
0.74
0.75
o、ooe
O,005
0,005
0,005
o、ooe
O,00B
0.005
0.005
0.006
O,005
0,005
0,005
0,005
0,006
0,006
0,005
0,005
0,006
(vt%)
Cr A、9
0.20 0.022
0.210.023
0.200.020
0.200.024
0.220.023
0.220.023
0.19 0.022
0.21 0.024
0.21 0.025
冷却後の試料を研磨し、JIS GO551に規定され
た方法でエツチングしたのち、光学顕微鏡により初析セ
メンタイトの生成状況を調べた。
た方法でエツチングしたのち、光学顕微鏡により初析セ
メンタイトの生成状況を調べた。
また、粒界の薄いフィルム状セメンタイトの生成状況は
、研磨後の試料をピクラールでエツチングしたのち、走
査型電子顕微鏡をもちいて観察した。
、研磨後の試料をピクラールでエツチングしたのち、走
査型電子顕微鏡をもちいて観察した。
第1図に、初析セメンタイトの発生限界とC含有率なら
びに冷却速度の関係を示す。
びに冷却速度の関係を示す。
このように、初析セメンタイトの生成はC6有率以外に
冷却速度にも依存し、同−C含仔率でも冷却速度を上げ
ることによりその生成を防ぐことができる。
冷却速度にも依存し、同−C含仔率でも冷却速度を上げ
ることによりその生成を防ぐことができる。
第1図より、初析セメンタイトの発生しない条件を鋼の
C含有率とオーステナイト域からの冷却速度で表すと、
次式(1)のようになる。
C含有率とオーステナイト域からの冷却速度で表すと、
次式(1)のようになる。
Y≦O,16N ogX + 0.82
(1)ただし、Yは鋼のC含有率(%)、Xは冷却
速度(”C/ 5ee)を示す。
(1)ただし、Yは鋼のC含有率(%)、Xは冷却
速度(”C/ 5ee)を示す。
高強度鋼線の実際のパテンティングにおいては、連続冷
却ではパーライト変態時間が不足するため、鉛パテンテ
イングないしは流動層パテンティング処理を行ない、微
細パーライトに恒温変態させる必要がある。
却ではパーライト変態時間が不足するため、鉛パテンテ
イングないしは流動層パテンティング処理を行ない、微
細パーライトに恒温変態させる必要がある。
その際、冷媒である溶融鉛や流動層の温度を制御して、
鋼線の冷却速度を(1)式を満足する範囲に選択すれば
、初析セメンタイトの発生を完全に防止することが可能
である。しかし、冷媒温度が400℃未満では、鋼線表
層にベイナイトが生成し、伸線可能限界が低下する。ま
た、650℃を超えると、パーライトの層状構造が崩れ
、このため、強度、伸線加工限界ともに低下する。した
がって、冷媒温度は400〜650℃とする。
鋼線の冷却速度を(1)式を満足する範囲に選択すれば
、初析セメンタイトの発生を完全に防止することが可能
である。しかし、冷媒温度が400℃未満では、鋼線表
層にベイナイトが生成し、伸線可能限界が低下する。ま
た、650℃を超えると、パーライトの層状構造が崩れ
、このため、強度、伸線加工限界ともに低下する。した
がって、冷媒温度は400〜650℃とする。
なお、冷却槽内の温度は均一である必要はない。
すなわち、(1)式の冷却速度を得るために、赤熱した
鋼線が進入する側の冷媒温度は低く設定し、その他の部
分の温度は、鋼組成に応じて微細な層状パーライトが得
られる温度に保持すべきである。
鋼線が進入する側の冷媒温度は低く設定し、その他の部
分の温度は、鋼組成に応じて微細な層状パーライトが得
られる温度に保持すべきである。
このような目的のためには、冷却槽は傾斜加熱できるよ
うな構造が望ましく、さらには、複数の冷却帯に分割さ
れた冷却槽を採用すればなお良い。
うな構造が望ましく、さらには、複数の冷却帯に分割さ
れた冷却槽を採用すればなお良い。
次に、本発明の成分限定理由について説明する。
Cは強度を上げるための有効かつ経済的な元素であり、
本発明の最も重要な元素の一つである。
本発明の最も重要な元素の一つである。
C含有率を上げるに伴ない、パテンティング後の強度な
らびに伸線時の加工硬化量が増大する。したがって、伸
線加工により高強度鋼線を得るためには、C含有量は高
い方が有利であり、本発明では、0.90%以上とする
。一方、C含有率が1.25%を超えた場合、(1)式
が示すように、初析セメンタイトの発生を防止するため
に必要な冷却速度は480℃/seeを超えるため、工
業的に実現が困難となる。したがって、C含有率の上限
はl、30%とする。
らびに伸線時の加工硬化量が増大する。したがって、伸
線加工により高強度鋼線を得るためには、C含有量は高
い方が有利であり、本発明では、0.90%以上とする
。一方、C含有率が1.25%を超えた場合、(1)式
が示すように、初析セメンタイトの発生を防止するため
に必要な冷却速度は480℃/seeを超えるため、工
業的に実現が困難となる。したがって、C含有率の上限
はl、30%とする。
Siは脱酸剤として0.15%以上添加する。一方、S
lは合金元素として、フェライトに固溶して顕著な固溶
強化作用を示す。また、フェライト中のStは伸線後の
溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低下を低減させ
る効果を有するため、高強度鋼線の製造には不可欠な元
素である。しかし、1.5%を超えると、伸線後の鋼線
の延性が低下するため、1.5%を上限とする。
lは合金元素として、フェライトに固溶して顕著な固溶
強化作用を示す。また、フェライト中のStは伸線後の
溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低下を低減させ
る効果を有するため、高強度鋼線の製造には不可欠な元
素である。しかし、1.5%を超えると、伸線後の鋼線
の延性が低下するため、1.5%を上限とする。
Mnも脱酸剤として0.3%以上添加する。また、Mn
は焼入れ性向上効果が大きいため、線径が大きい場合に
は、Mn含有率を上げることにより断面内の均一性を高
めることが可能であり、伸線後の鋼線の延性向上に有効
である。しかし、1.0%を超えると、中心偏折部にマ
ルテンサイトか生成し、伸線加工性が劣化するため、1
.0%を上限とする。
は焼入れ性向上効果が大きいため、線径が大きい場合に
は、Mn含有率を上げることにより断面内の均一性を高
めることが可能であり、伸線後の鋼線の延性向上に有効
である。しかし、1.0%を超えると、中心偏折部にマ
ルテンサイトか生成し、伸線加工性が劣化するため、1
.0%を上限とする。
Crはパーライトのラメラ−間隔を低減し、鋼線の強度
と伸線加工性を向上させるため、必要に応じて0.1%
以上添加する。0.1%未満てはその効果が十分でなく
、一方、1.0%を超えると変態に要する時間が長くな
り、生産性が著しく低下するため、1.0%を上限とす
る。
と伸線加工性を向上させるため、必要に応じて0.1%
以上添加する。0.1%未満てはその効果が十分でなく
、一方、1.0%を超えると変態に要する時間が長くな
り、生産性が著しく低下するため、1.0%を上限とす
る。
VはMnと同様、焼入れ性を向上させるが、−方、炭化
物を形成して析出硬化によりパーライトを強化する。こ
の目的のため、必要に応じて0.02%以上添加する。
物を形成して析出硬化によりパーライトを強化する。こ
の目的のため、必要に応じて0.02%以上添加する。
しかし、■添加によりパーライト変態が遅れ、マルテン
サイトやベイナイトが生成し易くなるため、さらには、
■炭化物の析出硬化作用が飽和するため0.3%を上限
とする。
サイトやベイナイトが生成し易くなるため、さらには、
■炭化物の析出硬化作用が飽和するため0.3%を上限
とする。
以上の強化元素に加えて、必要に応じてAl。
Tt、Nb、zr、Bの1種ないし2種以上を0.1%
以下添加する。これらの元素はいずれも窒化物や炭化物
を生成しやすく、このため、オーステナイト粒を細粒化
する傾向が強い。パテンティング後の鋼線の絞り値を高
め、伸線加工性を向上させるためにはオーステナイト粒
の微細化が効果的である。
以下添加する。これらの元素はいずれも窒化物や炭化物
を生成しやすく、このため、オーステナイト粒を細粒化
する傾向が強い。パテンティング後の鋼線の絞り値を高
め、伸線加工性を向上させるためにはオーステナイト粒
の微細化が効果的である。
従って、つり積用ケーブルワイヤなどを製造する場合に
は、これら窒化物、炭化物形成元素を添加することによ
り好ましい結果が得られる。しかし、0.1%を超えて
添加しても、その効果は飽和するばかりか、非金属介在
物が増加するため、0.1%を上限とする。
は、これら窒化物、炭化物形成元素を添加することによ
り好ましい結果が得られる。しかし、0.1%を超えて
添加しても、その効果は飽和するばかりか、非金属介在
物が増加するため、0.1%を上限とする。
(実施例−1)
以下、400kg f /−以上の引張強さを有する細
線の製造結果について説明する。
線の製造結果について説明する。
第2表に示す化学成分の直径2,4關の鋼線を、鉛パテ
ンティング後伸線して0.4mraの細線を製造した。
ンティング後伸線して0.4mraの細線を製造した。
第3表にパテンティング条件、パテンティング後の特性
、および伸線後の細線の特性を示す。
、および伸線後の細線の特性を示す。
C含有率が0.86%(A−1鋼)では、目標強度が得
られず、一方、l、35%(A−4鋼)では、冷却速度
不足のため初析セメンタイトが生成し、伸線できなかっ
た。同様に、C含有率がり、20%(A−3鋼)でも、
第3表に示すように、冷却速度が20℃/secと(1
〉式を満足しない場合、初析セメンタイトが生成し、伸
線後の捻回値が低下したため、目標とする細線の製造は
できなかった。
られず、一方、l、35%(A−4鋼)では、冷却速度
不足のため初析セメンタイトが生成し、伸線できなかっ
た。同様に、C含有率がり、20%(A−3鋼)でも、
第3表に示すように、冷却速度が20℃/secと(1
〉式を満足しない場合、初析セメンタイトが生成し、伸
線後の捻回値が低下したため、目標とする細線の製造は
できなかった。
B添加鋼(A−3鋼)は、非添加鋼(A−2鋼)にくら
べて、パテンティング後の絞り値が高く、また、伸線後
の捻回値も高い。従来法は、特願平1−281825号
に記載された方法である。
べて、パテンティング後の絞り値が高く、また、伸線後
の捻回値も高い。従来法は、特願平1−281825号
に記載された方法である。
本発明法で製造された細線は、いずれも400)Cgf
/ m7以上の強度を有し、従来法で製造されたもの
にくらべて、強度が高く、延性、特に捻同値に優れてい
る。
/ m7以上の強度を有し、従来法で製造されたもの
にくらべて、強度が高く、延性、特に捻同値に優れてい
る。
(wt%)
鋼記号 区分 CSi Mn Cr BA
−10,860,220,330,20A−2本発明法
0.970.230.320.21A−3本発明法
1.200.220!50.210.0018A−41
!50.200.330.23A−5従来法0.970
.190.310.21(実施例−2) 以下、つり橋や斜張橋を支持する高強度亜鉛めっき鋼線
の製造結果について説明する。
−10,860,220,330,20A−2本発明法
0.970.230.320.21A−3本発明法
1.200.220!50.210.0018A−41
!50.200.330.23A−5従来法0.970
.190.310.21(実施例−2) 以下、つり橋や斜張橋を支持する高強度亜鉛めっき鋼線
の製造結果について説明する。
第4表に鋼線の化学成分を示す。
B−1からB−4の各鋼は、直径71m111引張強さ
200kg f / mIi以上の鋼線の製造を目的と
し、また、C−1からC−4の各鋼は、直径5開、引張
強さ220)cg f / +of以上の鋼線の製造を
目的としている。また、従来法は、いずれも特願平1−
7111825号に記載された方法である。
200kg f / mIi以上の鋼線の製造を目的と
し、また、C−1からC−4の各鋼は、直径5開、引張
強さ220)cg f / +of以上の鋼線の製造を
目的としている。また、従来法は、いずれも特願平1−
7111825号に記載された方法である。
第5表に示すように、直径13mmおよびIlwの鋼線
を鉛パテンテイングした後、目標とする線径まで伸線後
溶融亜鉛めっきを施した。Si含有率の増加により強度
は増大するが、1.61%(B−3鋼)では延性不足と
なり、めっき鋼線の捻回値は低下した。一方、Mnが1
.08%(C−3鋼)の場合も、中心偏折部に生成した
マルテンサイトにより、めっき鋼線の捻回値は著しく低
下した。また、第5表で、B−1鋼を用い、鉛浴温度3
75℃でパテンティングしたものは変態時間が不足し、
マルテンサイトか生成したため、めっき鋼線の捻回値は
大幅に低下した。
を鉛パテンテイングした後、目標とする線径まで伸線後
溶融亜鉛めっきを施した。Si含有率の増加により強度
は増大するが、1.61%(B−3鋼)では延性不足と
なり、めっき鋼線の捻回値は低下した。一方、Mnが1
.08%(C−3鋼)の場合も、中心偏折部に生成した
マルテンサイトにより、めっき鋼線の捻回値は著しく低
下した。また、第5表で、B−1鋼を用い、鉛浴温度3
75℃でパテンティングしたものは変態時間が不足し、
マルテンサイトか生成したため、めっき鋼線の捻回値は
大幅に低下した。
以上のように、本発明法により溶融亜鉛めっき鋼線を製
造すれば、従来法では得られなかった高強度鋼線、すな
わち、強度が約20kg f /−高く、かつ、−段と
捻回特性の優れた鋼線を得ることができる。
造すれば、従来法では得られなかった高強度鋼線、すな
わち、強度が約20kg f /−高く、かつ、−段と
捻回特性の優れた鋼線を得ることができる。
第 4 表
(wt%)
鋼記号 区分 C14MnCrVAρ TiB−
1本発明法 1.140.820.87B−2本発明法
1.141.200.86 −−0.025B−31
,151,610,88−−0,030B−4従来法1
.030.520.450.49−0.032C−1本
発明法 1.120.520.32−0.120.02
90.008C−2本発明法 1.120.520.6
0−0.130.0300.008C−31,110,
541,08−0,120,0330,01DC−4従
来法1.030.550.500.44−0.029(
実施例−3) 以下、高強度亜鉛めっき鋼撚線(AC3R用鋼線)の製
造結果について説明する。
1本発明法 1.140.820.87B−2本発明法
1.141.200.86 −−0.025B−31
,151,610,88−−0,030B−4従来法1
.030.520.450.49−0.032C−1本
発明法 1.120.520.32−0.120.02
90.008C−2本発明法 1.120.520.6
0−0.130.0300.008C−31,110,
541,08−0,120,0330,01DC−4従
来法1.030.550.500.44−0.029(
実施例−3) 以下、高強度亜鉛めっき鋼撚線(AC3R用鋼線)の製
造結果について説明する。
第6表に鋼線の化学成分を示す。
D−1からD−5までの6鋼は直径2.8m+s、また
、E−1からE−5までの6鋼は直径2.Omraの、
それぞれ引張強さ240kg f /−以上の高強度鋼
線の製造を目的としている。10mmおよび7mmの鋼
線を流動層パテンティング後、目標線径まで伸線し、そ
の後、溶融亜鉛めっきを行なった。
、E−1からE−5までの6鋼は直径2.Omraの、
それぞれ引張強さ240kg f /−以上の高強度鋼
線の製造を目的としている。10mmおよび7mmの鋼
線を流動層パテンティング後、目標線径まで伸線し、そ
の後、溶融亜鉛めっきを行なった。
第7表に結果を示す。
Cr含有量は0.06%(D−1鋼)テハ、ソノ効果が
小さく、目標強度が得られない。一方、1.11%(D
−4鋼)では、変態時間不足のためパテンティング組織
にマルテンサイトが発生したため、断線が頻発し、伸線
は不可能であった。従来法(D−5鋼)は、特開昭63
−4016号公報に開示された方法であり、ローラーダ
イス伸線後、通常の伸線を行なったものである。また、
従来法(E5鋼)は、特開昭63−186852号公報
に開示された方法である。
小さく、目標強度が得られない。一方、1.11%(D
−4鋼)では、変態時間不足のためパテンティング組織
にマルテンサイトが発生したため、断線が頻発し、伸線
は不可能であった。従来法(D−5鋼)は、特開昭63
−4016号公報に開示された方法であり、ローラーダ
イス伸線後、通常の伸線を行なったものである。また、
従来法(E5鋼)は、特開昭63−186852号公報
に開示された方法である。
第7表にみるように、従来法で達成できる強度は220
kg f / mIi級であるが、本発明法によれば2
40kg f /−級の製造が可能であり、さらに、初
析セメンタイトの生成が完全に抑制されているために、
高強度化されているにもかかわらず、捻回特性は逆に向
上している。
kg f / mIi級であるが、本発明法によれば2
40kg f /−級の製造が可能であり、さらに、初
析セメンタイトの生成が完全に抑制されているために、
高強度化されているにもかかわらず、捻回特性は逆に向
上している。
(発明の効果)
以上に説明したように、本発明法によれば、従来より強
度が高く、かつ、捻回特性に優れたスチールコード、A
C5R用鋼線、つり積用ケーブル、PC鋼線などの高強
度鋼線を製造することが可能である。
度が高く、かつ、捻回特性に優れたスチールコード、A
C5R用鋼線、つり積用ケーブル、PC鋼線などの高強
度鋼線を製造することが可能である。
第1図は初析セメンタイトの発生限界とC含有率ならび
に冷却速度の関係を示す図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫C合有率。 (%)
に冷却速度の関係を示す図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫C合有率。 (%)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量比で C:0.90〜1.25%、 Si:0.15〜1.5%、 Mn:0.3〜1.0%、 残余をFeおよび不可避的不純物からなる鋼線を加熱し
てオーステナイト化したのち、(1)式で規定される範
囲の冷却速度で400〜650℃に保持された冷媒中に
焼き入れ、引き続き該冷媒中で恒温変態を完了させるこ
とにより初析セメンタイトを含まない微細パーライト組
織とすることを特徴とする高強度鋼線の製造方法。 Y≦0.16logX+0.82(1) ただし、Yは鋼のC含有率(%)、Xは冷却速度(℃/
sec)を示す。 2、重量比で Cr:0.1〜1.0%、 V:0.02〜0.30% の1種ないし2種、 さらにAl、Ti、Nb、Zr、Bの1種ないし2種以
上をそれぞれ0.1%以下含有する請求項1記載の高強
度鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2072564A JPH075992B2 (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 高強度鋼線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2072564A JPH075992B2 (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 高強度鋼線の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03271329A true JPH03271329A (ja) | 1991-12-03 |
JPH075992B2 JPH075992B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=13492987
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2072564A Expired - Lifetime JPH075992B2 (ja) | 1990-03-22 | 1990-03-22 | 高強度鋼線の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH075992B2 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0761825A2 (en) * | 1995-08-24 | 1997-03-12 | Shinko Kosen Kogyo Kabushiki Kaisha | High strength steel strand for prestressed concrete and method for manufacturing the same |
JP2000265247A (ja) * | 1999-03-18 | 2000-09-26 | Kanai Hiroaki | スチールコード素線用材料 |
KR100957989B1 (ko) * | 2007-12-21 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 세멘타이트 분해를 이용한 고강도 선재 |
JP2017066435A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-04-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼線の製造方法 |
WO2017130476A1 (ja) * | 2016-01-26 | 2017-08-03 | 新東工業株式会社 | 鋳鋼製投射材 |
CN108396246A (zh) * | 2017-02-08 | 2018-08-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高碳钢盘条及其网状渗碳体析出控制方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62256950A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Steel Corp | 伸線加工性のすぐれた高強度鋼線材 |
JPS63179018A (ja) * | 1987-01-21 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 延性の優れた超高張力鋼線の製造方法 |
-
1990
- 1990-03-22 JP JP2072564A patent/JPH075992B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
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Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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EP0761825A3 (en) * | 1995-08-24 | 1998-09-09 | Shinko Kosen Kogyo Kabushiki Kaisha | High strength steel strand for prestressed concrete and method for manufacturing the same |
CN1043664C (zh) * | 1995-08-24 | 1999-06-16 | 神钢钢线工业株式会社 | 用于预应力混凝土的高强度钢绞绳及其制法 |
JP2000265247A (ja) * | 1999-03-18 | 2000-09-26 | Kanai Hiroaki | スチールコード素線用材料 |
KR100957989B1 (ko) * | 2007-12-21 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 세멘타이트 분해를 이용한 고강도 선재 |
JP2017066435A (ja) * | 2015-09-28 | 2017-04-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼線の製造方法 |
WO2017130476A1 (ja) * | 2016-01-26 | 2017-08-03 | 新東工業株式会社 | 鋳鋼製投射材 |
KR20180105177A (ko) * | 2016-01-26 | 2018-09-27 | 신토고교 가부시키가이샤 | 주강제 투사재 |
US20190032176A1 (en) * | 2016-01-26 | 2019-01-31 | Sintokogio, Ltd. | Cast steel projection material |
US10731238B2 (en) | 2016-01-26 | 2020-08-04 | Sintokogio, Ltd. | Cast steel projection material |
CN108396246A (zh) * | 2017-02-08 | 2018-08-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高碳钢盘条及其网状渗碳体析出控制方法 |
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---|---|
JPH075992B2 (ja) | 1995-01-25 |
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