JPS6320283B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6320283B2 JPS6320283B2 JP58090422A JP9042283A JPS6320283B2 JP S6320283 B2 JPS6320283 B2 JP S6320283B2 JP 58090422 A JP58090422 A JP 58090422A JP 9042283 A JP9042283 A JP 9042283A JP S6320283 B2 JPS6320283 B2 JP S6320283B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- annealing
- cooling
- range
- wire
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 65
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 47
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 27
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 25
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 18
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 14
- 238000005491 wire drawing Methods 0.000 claims description 14
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 11
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 8
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 claims description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 12
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 10
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 2
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 235000021110 pickles Nutrition 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 238000005493 welding type Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Extraction Processes (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
この発明は少量のTiを含有しかつ表面に薄い
銅メツキが施された溶接用鋼線材の製造方法に関
し、特にその冷間伸線中途における焼鈍方法に関
するものである。 周知のようにサブマージアーク溶接あるいは炭
酸ガスアーク溶接等の自動溶接または半自動溶接
における心線として使用される溶接用鋼線材の表
面には、防錆あるいは電流の移行の円滑化等を目
的として薄い銅メツキが施される。また脱酸等を
目的として少量のTiすなわち通常は0.01〜0.3％
の範囲で含有する低炭素鋼線材を用いることがあ
る。 この種の溶接用鋼線の製造方法としては、0.01
〜0.3％のTiを含有する低炭素鋼熱延線材を中間
径、例えば、2.3mmφ程度まで冷間伸線した後、
中間焼鈍としての連続焼鈍を施して一旦軟化させ
てから酸洗して銅メツキを施し、さらに冷間伸線
を施して最終仕上げ線径に仕上げる方法が一般的
である。従来このような含Ti溶接用鋼線材の製
造方法における冷間伸線中途での連続焼鈍方法と
しては、例えば特開昭54−76421号公報に記載さ
れているように、Ac1変態温度（約720℃附近）
よりも70℃高い温度以上の温度、したがつて通常
は790〜800℃程度以上の温度に約20秒間以上（但
し線径2.3mmφの場合）保持し、空冷以下の冷却
速度で冷却する方法が採用されていた。 しかしながら従来のこのような焼鈍方法では次
のような問題があつた。すなわち従来の焼鈍方法
では、その焼鈍保持温度が800℃以上となること
が多いが、その場合線材表面層の結晶粒が粗大化
し、それに起因して後工程の伸線工程および溶接
中にメツキ剥離が発生し、伸線作業および溶接作
業が困難となるおそれがある。また焼鈍後の冷却
を空冷以下の冷却速度としているため、冷却時間
に長時間を要し、また設備面からライン長を長く
する必要があるという問題もある。さらに、焼鈍
温度をAc1変態温度＋70℃以上の温度、すなわち
通常は800℃程度以上の高い温度とするため、大
気中焼鈍ではスケールの発生量が増大してそのス
ールの酸洗による剥離性も悪くなるから、不活性
ガス雰囲気下で焼鈍する必要があり、雰囲気ガス
コストも無視できない問題もある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、溶接用含Ti鋼線材の製造工程における冷間
伸線中途での焼鈍工程の時間を短縮させ、ライン
長さを短縮することにより中間径までの冷間伸線
工程と焼鈍工程の連続化を図るとともに、メツキ
工程に悪影響を及ぼす表面層の組織粗大化を防止
し、併せて線材表面のスケール発生量を少なくす
ることによつて酸洗によるスケールの剥離性を良
好にし、大気下での焼鈍も可能とすることを目的
とするものである。 すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべ
く鋭意実験・検討を重ねたところ、冷間伸線中途
での焼鈍時の保持温度をAc1変態温度以上、Ac1
変態温度＋100℃以下の範囲内とし、その後の冷
却を550℃〜500℃の範囲内の温度までは空冷以下
の冷却速度とし、引続いて水冷することによつ
て、表面層の組織の粗大化を防止するとともに酸
化スケールの発生量を充分に少なくし、かつまた
焼鈍時間の短縮を図り得ることを見出し、この発
明をなすに至つたのである。 したがつてこの発明の溶接用鋼線材の連続焼鈍
方法は、Tiを0.01〜0.3％の範囲で含有する溶接
用低炭素鋼熱延線材を冷間伸線とするとともに、
表面に銅メツキを施して最終伸線径とするにあた
り、前記冷間伸線工程中途での連続焼鈍を、Ac1
変態温度以上、Ac1変態温度＋100℃以下の温度
範囲内で保持する処理を行ない、かつその保持温
度からの冷却を、550〜500℃の範囲内の温度まで
は空冷以下の冷却速度とし、引続いて550〜500℃
の範囲内の温度から水冷することを特徴とするも
のである。 以下この発明の連続焼鈍方法をさらに詳細に説
明する。 この発明の方法においては、Tiを0.01〜0.3％
の範囲内で含有する低炭素鋼熱延線材を冷間伸線
中途で中間焼鈍するにあたつて、その焼鈍加熱温
度の下限をAc1変態温度とし、また上限をAc1変
態温度＋100℃とする。このように焼鈍加熱温度
を定めた理由は次の通りである。 すなわち、第１図にはC0.07％、Si0.61％、
Mn1.62％、Ti0.18％を含有し残部Feおよび不可
避的不純物よりなる鋼線材を675〜900℃の範囲に
60秒間保持する焼鈍を行なつた後、水冷もしくは
空冷以下の冷却速度で冷却した場合の焼鈍後の引
張強さを調べた結果を示すが、第１図から、Ac1
変態温度（約700℃）以下における60秒間保持で
は引張強さが80Kg／mm2程度もあり、冷間加工によ
る硬化組織を軟化させるに至つておらず、充分に
軟化させるためには長時間を必要とすることが分
る。したがつて連続焼鈍の保持温度がAc1変態温
度より低いことは不適当である。一方、第１図か
らAc1変態温度以上の温度で60秒間保持した場合
には冷間加工による硬化組織が軟化し、特にAc1
変態温度以上の温度から空冷以下の冷却速度で冷
却した場合には充分に軟化されることが明らかで
ある。しかしながら焼鈍保持温度がAc1変態温度
＋100℃を越えれば、第２図Ｂに示すように表面
層の結晶粒の粗大化が生じる。これは、Ac1変態
温度＋100℃よりも低い温度で焼鈍した場合の第
２図Ａに示す正常組織と比較すればより一層明ら
かである。このように粗大化した表面層では粒と
粒との接触面積が少なく、そのため結晶粒同士の
結合力が弱く、銅メツキされた後の伸線工程や溶
接作業中に表面層の結晶粒がはがれ、銅メツキが
剥離された状態となる。したがつて銅メツキ後の
伸線工程や溶接作業中のメツキ剥離を防止するた
めには焼鈍保持温度をAc1変態温度＋100℃以下
とする必要がある。さらに第３図には種々の焼鈍
温度に60秒間保持した場合のスケール発生量を示
し、また第４図には種々の焼鈍温度に60秒間保持
して発生したスケールの35％Hcl水溶液（常温）
による酸洗時の剥離所要時間を示す。第３図、第
４図から、焼鈍加熱温度がAc1変態温度＋100℃
を越えればスケールの発生量が急激に増大し、か
つ酸洗によるスケール剥離時間が著しく長時間と
なり、各工程を連続化する場合の障害となる。し
たがつてこれらの理由から連続焼鈍における加熱
温度をAc1変態温度以上、Ac1変態温度＋100℃以
下とした。 上述のような温度に保持した後には、550〜500
℃の範囲内の温度まで空冷以下の冷却速度で冷却
し、引続き水冷する。このように冷却する理由は
次の通りである。 すなわち、第５図は加熱焼鈍温度800℃に60秒
間保持後、種々の温度から水冷を開始した場合の
水冷開始温度が焼鈍後の引張強さに及ぼす影響を
示すものである。但し第５図において水冷開始温
度までは空冷とし、各条件の加熱−冷却曲線を第
５図中に併せて示す。第５図から明らかなよう
に、水冷開始温度が焼鈍温度から550℃近くまで
の場合には線材の引張強さが高い。すなわちこの
場合には高温冷却過程でベイナイト組織および中
間段階組織があらわれて、硬化したものと考えら
れる。一方水冷開始温度が550℃以下であれば、
室温近くまで空冷した場合とほとんど引張強さが
変らず、充分に軟化していることが明らかであ
る。このことから、Ac1変態温度〜Ac1変態温度
＋100℃の温度範囲に保持した後には、550℃まで
空冷以下の冷却速度を与え、550℃から水冷を行
なう方法を採用すれば、実用上充分な焼鈍効果が
得られると同時に、冷却所要時間が常温まで空冷
以下の冷却速度で冷却する場合と比較して格段に
短縮され、また設備的にはライン長さが大幅に短
縮されることが明らかである。なお水冷開始温度
が500℃程度までは水冷開始温度が550℃の場合に
近い冷却所要時間短縮効果およびライン長短縮効
果が得られるから、この発明では水冷開始温度を
550〜500℃の範囲内の温度とした。 さらに第６図には焼鈍後の引張強さに及ぼす加
熱保持時間の影響を示す、但しここで加熱温度は
この発明の条件範囲内の780℃とし、また冷却は
550℃までを空冷、550℃以下を水冷とした。また
対象とする線材は2.3mmφであり、焼鈍前の引張
り強さは110〜120Kg／mm2であつた。第６図から、
線径2.3mmでは焼鈍加熱保持時間が20秒程度で充
分な焼鈍効果が得られることが明らかである。 上述のように焼鈍を行なつた後には、常法に従
つて酸洗し、銅メツキを施してから最終仕上げ径
まで再び冷間伸線を行なえば良い。 なおこの発明で対象とする線材は、前述のよう
にTiを0.01〜0.3％の範囲で含有する溶接用の低
炭素鋼線材であれば良く、Ti以外の元素の含有
量は特に問わないが、通常はC0.10％程度以下、
Si1.00％以下、Mn1.80％程度以下含有すること
が許容される。 次にこの発明の実施例を記す。 C0.07％、Si0.61％、Mn1.62％、Ti0.18％を含
有し残部Feおよび不可避的不純物よりなる溶接
用熱延線材を中間径2.3mmまで冷間伸線し、本発
明条件範囲内の700℃、750℃、850℃の各温度に
60秒間保持して、550℃まで空冷し、引続き550℃
以下を水冷した焼鈍後の引張強さを調べた結果を
第１表に示す。
銅メツキが施された溶接用鋼線材の製造方法に関
し、特にその冷間伸線中途における焼鈍方法に関
するものである。 周知のようにサブマージアーク溶接あるいは炭
酸ガスアーク溶接等の自動溶接または半自動溶接
における心線として使用される溶接用鋼線材の表
面には、防錆あるいは電流の移行の円滑化等を目
的として薄い銅メツキが施される。また脱酸等を
目的として少量のTiすなわち通常は0.01〜0.3％
の範囲で含有する低炭素鋼線材を用いることがあ
る。 この種の溶接用鋼線の製造方法としては、0.01
〜0.3％のTiを含有する低炭素鋼熱延線材を中間
径、例えば、2.3mmφ程度まで冷間伸線した後、
中間焼鈍としての連続焼鈍を施して一旦軟化させ
てから酸洗して銅メツキを施し、さらに冷間伸線
を施して最終仕上げ線径に仕上げる方法が一般的
である。従来このような含Ti溶接用鋼線材の製
造方法における冷間伸線中途での連続焼鈍方法と
しては、例えば特開昭54−76421号公報に記載さ
れているように、Ac1変態温度（約720℃附近）
よりも70℃高い温度以上の温度、したがつて通常
は790〜800℃程度以上の温度に約20秒間以上（但
し線径2.3mmφの場合）保持し、空冷以下の冷却
速度で冷却する方法が採用されていた。 しかしながら従来のこのような焼鈍方法では次
のような問題があつた。すなわち従来の焼鈍方法
では、その焼鈍保持温度が800℃以上となること
が多いが、その場合線材表面層の結晶粒が粗大化
し、それに起因して後工程の伸線工程および溶接
中にメツキ剥離が発生し、伸線作業および溶接作
業が困難となるおそれがある。また焼鈍後の冷却
を空冷以下の冷却速度としているため、冷却時間
に長時間を要し、また設備面からライン長を長く
する必要があるという問題もある。さらに、焼鈍
温度をAc1変態温度＋70℃以上の温度、すなわち
通常は800℃程度以上の高い温度とするため、大
気中焼鈍ではスケールの発生量が増大してそのス
ールの酸洗による剥離性も悪くなるから、不活性
ガス雰囲気下で焼鈍する必要があり、雰囲気ガス
コストも無視できない問題もある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、溶接用含Ti鋼線材の製造工程における冷間
伸線中途での焼鈍工程の時間を短縮させ、ライン
長さを短縮することにより中間径までの冷間伸線
工程と焼鈍工程の連続化を図るとともに、メツキ
工程に悪影響を及ぼす表面層の組織粗大化を防止
し、併せて線材表面のスケール発生量を少なくす
ることによつて酸洗によるスケールの剥離性を良
好にし、大気下での焼鈍も可能とすることを目的
とするものである。 すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべ
く鋭意実験・検討を重ねたところ、冷間伸線中途
での焼鈍時の保持温度をAc1変態温度以上、Ac1
変態温度＋100℃以下の範囲内とし、その後の冷
却を550℃〜500℃の範囲内の温度までは空冷以下
の冷却速度とし、引続いて水冷することによつ
て、表面層の組織の粗大化を防止するとともに酸
化スケールの発生量を充分に少なくし、かつまた
焼鈍時間の短縮を図り得ることを見出し、この発
明をなすに至つたのである。 したがつてこの発明の溶接用鋼線材の連続焼鈍
方法は、Tiを0.01〜0.3％の範囲で含有する溶接
用低炭素鋼熱延線材を冷間伸線とするとともに、
表面に銅メツキを施して最終伸線径とするにあた
り、前記冷間伸線工程中途での連続焼鈍を、Ac1
変態温度以上、Ac1変態温度＋100℃以下の温度
範囲内で保持する処理を行ない、かつその保持温
度からの冷却を、550〜500℃の範囲内の温度まで
は空冷以下の冷却速度とし、引続いて550〜500℃
の範囲内の温度から水冷することを特徴とするも
のである。 以下この発明の連続焼鈍方法をさらに詳細に説
明する。 この発明の方法においては、Tiを0.01〜0.3％
の範囲内で含有する低炭素鋼熱延線材を冷間伸線
中途で中間焼鈍するにあたつて、その焼鈍加熱温
度の下限をAc1変態温度とし、また上限をAc1変
態温度＋100℃とする。このように焼鈍加熱温度
を定めた理由は次の通りである。 すなわち、第１図にはC0.07％、Si0.61％、
Mn1.62％、Ti0.18％を含有し残部Feおよび不可
避的不純物よりなる鋼線材を675〜900℃の範囲に
60秒間保持する焼鈍を行なつた後、水冷もしくは
空冷以下の冷却速度で冷却した場合の焼鈍後の引
張強さを調べた結果を示すが、第１図から、Ac1
変態温度（約700℃）以下における60秒間保持で
は引張強さが80Kg／mm2程度もあり、冷間加工によ
る硬化組織を軟化させるに至つておらず、充分に
軟化させるためには長時間を必要とすることが分
る。したがつて連続焼鈍の保持温度がAc1変態温
度より低いことは不適当である。一方、第１図か
らAc1変態温度以上の温度で60秒間保持した場合
には冷間加工による硬化組織が軟化し、特にAc1
変態温度以上の温度から空冷以下の冷却速度で冷
却した場合には充分に軟化されることが明らかで
ある。しかしながら焼鈍保持温度がAc1変態温度
＋100℃を越えれば、第２図Ｂに示すように表面
層の結晶粒の粗大化が生じる。これは、Ac1変態
温度＋100℃よりも低い温度で焼鈍した場合の第
２図Ａに示す正常組織と比較すればより一層明ら
かである。このように粗大化した表面層では粒と
粒との接触面積が少なく、そのため結晶粒同士の
結合力が弱く、銅メツキされた後の伸線工程や溶
接作業中に表面層の結晶粒がはがれ、銅メツキが
剥離された状態となる。したがつて銅メツキ後の
伸線工程や溶接作業中のメツキ剥離を防止するた
めには焼鈍保持温度をAc1変態温度＋100℃以下
とする必要がある。さらに第３図には種々の焼鈍
温度に60秒間保持した場合のスケール発生量を示
し、また第４図には種々の焼鈍温度に60秒間保持
して発生したスケールの35％Hcl水溶液（常温）
による酸洗時の剥離所要時間を示す。第３図、第
４図から、焼鈍加熱温度がAc1変態温度＋100℃
を越えればスケールの発生量が急激に増大し、か
つ酸洗によるスケール剥離時間が著しく長時間と
なり、各工程を連続化する場合の障害となる。し
たがつてこれらの理由から連続焼鈍における加熱
温度をAc1変態温度以上、Ac1変態温度＋100℃以
下とした。 上述のような温度に保持した後には、550〜500
℃の範囲内の温度まで空冷以下の冷却速度で冷却
し、引続き水冷する。このように冷却する理由は
次の通りである。 すなわち、第５図は加熱焼鈍温度800℃に60秒
間保持後、種々の温度から水冷を開始した場合の
水冷開始温度が焼鈍後の引張強さに及ぼす影響を
示すものである。但し第５図において水冷開始温
度までは空冷とし、各条件の加熱−冷却曲線を第
５図中に併せて示す。第５図から明らかなよう
に、水冷開始温度が焼鈍温度から550℃近くまで
の場合には線材の引張強さが高い。すなわちこの
場合には高温冷却過程でベイナイト組織および中
間段階組織があらわれて、硬化したものと考えら
れる。一方水冷開始温度が550℃以下であれば、
室温近くまで空冷した場合とほとんど引張強さが
変らず、充分に軟化していることが明らかであ
る。このことから、Ac1変態温度〜Ac1変態温度
＋100℃の温度範囲に保持した後には、550℃まで
空冷以下の冷却速度を与え、550℃から水冷を行
なう方法を採用すれば、実用上充分な焼鈍効果が
得られると同時に、冷却所要時間が常温まで空冷
以下の冷却速度で冷却する場合と比較して格段に
短縮され、また設備的にはライン長さが大幅に短
縮されることが明らかである。なお水冷開始温度
が500℃程度までは水冷開始温度が550℃の場合に
近い冷却所要時間短縮効果およびライン長短縮効
果が得られるから、この発明では水冷開始温度を
550〜500℃の範囲内の温度とした。 さらに第６図には焼鈍後の引張強さに及ぼす加
熱保持時間の影響を示す、但しここで加熱温度は
この発明の条件範囲内の780℃とし、また冷却は
550℃までを空冷、550℃以下を水冷とした。また
対象とする線材は2.3mmφであり、焼鈍前の引張
り強さは110〜120Kg／mm2であつた。第６図から、
線径2.3mmでは焼鈍加熱保持時間が20秒程度で充
分な焼鈍効果が得られることが明らかである。 上述のように焼鈍を行なつた後には、常法に従
つて酸洗し、銅メツキを施してから最終仕上げ径
まで再び冷間伸線を行なえば良い。 なおこの発明で対象とする線材は、前述のよう
にTiを0.01〜0.3％の範囲で含有する溶接用の低
炭素鋼線材であれば良く、Ti以外の元素の含有
量は特に問わないが、通常はC0.10％程度以下、
Si1.00％以下、Mn1.80％程度以下含有すること
が許容される。 次にこの発明の実施例を記す。 C0.07％、Si0.61％、Mn1.62％、Ti0.18％を含
有し残部Feおよび不可避的不純物よりなる溶接
用熱延線材を中間径2.3mmまで冷間伸線し、本発
明条件範囲内の700℃、750℃、850℃の各温度に
60秒間保持して、550℃まで空冷し、引続き550℃
以下を水冷した焼鈍後の引張強さを調べた結果を
第１表に示す。
【表】
第１表に示すようにこの発明の条件範囲内で焼
鈍した実施例にれば充分な焼鈍効果が得られてお
り、かつばらつきも小さい。また本発明条件範囲
外のAc1変態温度よりも低い温度またはAc1変態
温度＋100℃を越える温度で加熱焼鈍した場合の
焼鈍後の引張り強さおよび表面層の組織粗大化の
有無を本発明範囲内の場合と併せて第７図に示
す。但しこの場合の加熱温度以外の条件は実施例
と同一とした。第７図から、Ac1変態温度よりも
低い温度で加熱した場合には、充分な焼鈍効果が
得られず、またAc1変態温度＋100℃を越える加
熱温度では表面層の組織粗大化が生じて、メツキ
層の剥離の問題が生じ易い状態となつていること
が明らかである。 以上の説明で明らかなようにこの発明の焼鈍方
法によれば、冷間伸線中途における焼鈍時間を従
来よりも著しく短縮し、ライン長さを短くするこ
とができ、したがつて中間径までの伸線工程およ
び焼鈍工程を容易に連続化することができ、また
焼鈍によつて表面層の結晶粒が粗大化して銅メツ
キ後の伸線工程や溶接中に銅メツキ層の剥離が生
じるおそれもなく、さらにはスケール発生量も少
なく、スケールの剥離性も良好であつて、大気下
での焼鈍によるコスト低減も可能となる等、種々
の効果が得られる。
鈍した実施例にれば充分な焼鈍効果が得られてお
り、かつばらつきも小さい。また本発明条件範囲
外のAc1変態温度よりも低い温度またはAc1変態
温度＋100℃を越える温度で加熱焼鈍した場合の
焼鈍後の引張り強さおよび表面層の組織粗大化の
有無を本発明範囲内の場合と併せて第７図に示
す。但しこの場合の加熱温度以外の条件は実施例
と同一とした。第７図から、Ac1変態温度よりも
低い温度で加熱した場合には、充分な焼鈍効果が
得られず、またAc1変態温度＋100℃を越える加
熱温度では表面層の組織粗大化が生じて、メツキ
層の剥離の問題が生じ易い状態となつていること
が明らかである。 以上の説明で明らかなようにこの発明の焼鈍方
法によれば、冷間伸線中途における焼鈍時間を従
来よりも著しく短縮し、ライン長さを短くするこ
とができ、したがつて中間径までの伸線工程およ
び焼鈍工程を容易に連続化することができ、また
焼鈍によつて表面層の結晶粒が粗大化して銅メツ
キ後の伸線工程や溶接中に銅メツキ層の剥離が生
じるおそれもなく、さらにはスケール発生量も少
なく、スケールの剥離性も良好であつて、大気下
での焼鈍によるコスト低減も可能となる等、種々
の効果が得られる。
第１図は焼鈍後の線材の引張り強さと焼鈍温度
および冷却速度との関係を示す相関図、第２図
Ａ，Ｂは焼鈍後の線材の断面組織顕微鏡写真（倍
率100倍）で、Ａは焼鈍温度が780℃の場合、Ｂは
焼鈍温度が850℃の場合を示す。第３図は焼鈍温
度と焼鈍によるスケール発生量との関係を示す相
関図、第４図は焼鈍温度と焼鈍により発生したス
ケールの酸による剥離所要時間との関係を示す相
関図、第５図は焼鈍後の水冷開始温度と引張り強
さとの関係を示す相関図、第６図は焼鈍時の加熱
保持時間と焼鈍後の引張り強さとの関係を示す相
関図、第７図はこの発明の条件範囲内および範囲
外の焼鈍加熱温度を与えた場合の焼鈍温度と引張
り強さ及び表面層組織粗大化の有無との関係を示
す図である。
および冷却速度との関係を示す相関図、第２図
Ａ，Ｂは焼鈍後の線材の断面組織顕微鏡写真（倍
率100倍）で、Ａは焼鈍温度が780℃の場合、Ｂは
焼鈍温度が850℃の場合を示す。第３図は焼鈍温
度と焼鈍によるスケール発生量との関係を示す相
関図、第４図は焼鈍温度と焼鈍により発生したス
ケールの酸による剥離所要時間との関係を示す相
関図、第５図は焼鈍後の水冷開始温度と引張り強
さとの関係を示す相関図、第６図は焼鈍時の加熱
保持時間と焼鈍後の引張り強さとの関係を示す相
関図、第７図はこの発明の条件範囲内および範囲
外の焼鈍加熱温度を与えた場合の焼鈍温度と引張
り強さ及び表面層組織粗大化の有無との関係を示
す図である。
Claims (1)
- １ Tiを0.01〜0.3％（重量％、以下同じ）の範
囲で含有する溶接用低炭素鋼熱延線材を冷間伸線
するとともに、表面に銅メツキを施して最終伸線
径とするにあたり、前記冷間伸線中途での連続焼
鈍をAc1変態温度以上、Ac1変態温度＋100℃以下
の温度範囲内で行ない、かつその温度に保持した
後の冷却を、550〜500℃の範囲内の温度までは空
冷以下の冷却速度とし、引続いて550〜500℃の範
囲内の温度から水冷することを特徴とする溶接用
鋼線材の連続焼鈍方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9042283A JPS59215422A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | 溶接用鋼線材の連続焼鈍方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9042283A JPS59215422A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | 溶接用鋼線材の連続焼鈍方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59215422A JPS59215422A (ja) | 1984-12-05 |
| JPS6320283B2 true JPS6320283B2 (ja) | 1988-04-27 |
Family
ID=13998161
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9042283A Granted JPS59215422A (ja) | 1983-05-23 | 1983-05-23 | 溶接用鋼線材の連続焼鈍方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59215422A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4211167A1 (de) * | 1992-03-31 | 1993-10-07 | Thaelmann Schwermaschbau Veb | Verfahren und Vorrichtung zur kontinuierlichen thermischen Oberflächenbehandlung stab- bzw. strangförmiger Materialien mit metallischer Oberfläche |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5476421A (en) * | 1977-12-01 | 1979-06-19 | Nippon Steel Welding Prod Eng | Intermediate annealing method for welding steel wire |
| JPS5483662A (en) * | 1977-12-16 | 1979-07-03 | Nippon Steel Welding Prod Eng | Intermedate annealing drocess for steel wire for use in welding |
| JPS5871338A (ja) * | 1981-10-22 | 1983-04-28 | Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd | 溶接用ル−プ状鋼線材の水冷方法 |
-
1983
- 1983-05-23 JP JP9042283A patent/JPS59215422A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5476421A (en) * | 1977-12-01 | 1979-06-19 | Nippon Steel Welding Prod Eng | Intermediate annealing method for welding steel wire |
| JPS5483662A (en) * | 1977-12-16 | 1979-07-03 | Nippon Steel Welding Prod Eng | Intermedate annealing drocess for steel wire for use in welding |
| JPS5871338A (ja) * | 1981-10-22 | 1983-04-28 | Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd | 溶接用ル−プ状鋼線材の水冷方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59215422A (ja) | 1984-12-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2969293B2 (ja) | メカニカルデスケーリング性に優れた軟鋼線材の製造法 | |
| JPS6320283B2 (ja) | ||
| JP4704978B2 (ja) | スケール剥離性に優れた鋼材の製造方法。 | |
| JP3257301B2 (ja) | 熱延鋼板を原板とした溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2579707B2 (ja) | メカニカルデスケーリング性に優れた被覆アーク溶接棒心線用線材の製造法 | |
| JP3506127B2 (ja) | 酸洗後の表面性状に優れる熱延鋼帯の酸洗方法 | |
| JP2544142B2 (ja) | メカニカル・デスケ−リング性良好な鋼線材 | |
| JP3546617B2 (ja) | 表面性状に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP2000246322A (ja) | 酸洗性に優れた圧延線材およびその製造方法 | |
| JP2869617B2 (ja) | アルミニウム合金線の製造方法 | |
| JP3336142B2 (ja) | 磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS5823411A (ja) | 磁性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法 | |
| JP2000178694A (ja) | 表面性状と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPH07188759A (ja) | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH0369967B2 (ja) | ||
| JPH1088301A (ja) | 鉄−コバルト合金板の製造方法 | |
| JP2992213B2 (ja) | 方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JP2831923B2 (ja) | 磁気特性及び絶縁被膜の品質が優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH09295028A (ja) | 酸洗性および表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0641634A (ja) | 高強度低線膨張Ｆｅ−Ｎｉ系合金線の製造方法 | |
| JPH06264145A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS60177137A (ja) | ステンレス鋼帯の焼鈍酸洗設備 | |
| JPH0250908A (ja) | 高強度冷間圧延鋼板の粒界酸化防止方法 | |
| JP2578040B2 (ja) | 超高珪素電磁鋼板の製造方法 | |
| JPS6353220A (ja) | スチ−ルペ−パ−の製造方法 |