WO2012090680A1 - 鋼線材及びその製造方法 - Google Patents

鋼線材及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012090680A1
WO2012090680A1 PCT/JP2011/078560 JP2011078560W WO2012090680A1 WO 2012090680 A1 WO2012090680 A1 WO 2012090680A1 JP 2011078560 W JP2011078560 W JP 2011078560W WO 2012090680 A1 WO2012090680 A1 WO 2012090680A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
scale
steel wire
amount
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/078560
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
武田　実佳子
昌平 中久保
和彦 桐原
雅之 遠藤
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to KR1020137016777A priority Critical patent/KR101330375B1/ko
Priority to US13/995,565 priority patent/US20130272913A1/en
Priority to EP11854159.8A priority patent/EP2660347B1/en
Priority to ES11854159.8T priority patent/ES2672231T3/es
Priority to CN2011800627972A priority patent/CN103282529A/zh
Publication of WO2012090680A1 publication Critical patent/WO2012090680A1/ja
Priority to US14/575,172 priority patent/US9708696B2/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • 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
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire and a method for producing the same, and in particular, a steel wire for mechanical descaling in which a scale that can be easily removed by mechanical descaling is formed (hereinafter, “steel wire” is simply referred to as “wire”). And a manufacturing method thereof.
  • a scale is usually formed on the surface of the wire manufactured by hot rolling, and it is necessary to remove this scale before subjecting the wire to secondary processing such as wire drawing.
  • a method for removing scale before such secondary processing a batch-type pickling method has been used in the past, but in recent years, from the viewpoint of pollution problems and cost reduction, a mechanical descaling (hereinafter referred to as MD) method is used. Is being used. Therefore, it is requested
  • Patent Documents 1 to 4 can be cited as methods for producing a wire having a scale with good MD properties.
  • the scale amount remaining in the wire after MD is reduced by forming a thick scale with a high FeO ratio (or a low Fe 3 O 4 ratio).
  • Patent Literature 3 by reducing the interface roughness, the propagation of cracks generated at the scale interface is promoted, and the residual scale amount is reduced.
  • Patent Document 4 a certain amount of pores having a size of 1 ⁇ m or more and 3 ⁇ m or less are present in the scale to improve scale adhesion and improve peelability.
  • Patent Documents 1 to 4 described above have the following problems.
  • the MD method is difficult to remove the entire scale uniformly and stably, and even if MD is applied to a wire having a thick scale, the surface of the wire In some cases, finely crushed scale powder is scattered. In this way, when the residual scale remaining locally increases, problems such as wrinkles due to poor lubrication and a decrease in the die life may occur in secondary processing such as wire drawing.
  • This invention is made
  • the steel wire rod according to the present invention that has achieved the above-mentioned problems is: C: 0.05 to 1.2% (meaning mass%, hereinafter the same for chemical components), Si: 0.01 to 0.7%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.02% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), N: 0.005% or less (0% Is a steel wire that contains iron and inevitable impurities, and has a scale with a thickness of 6.0 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and a hole with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or less in the scale Is 10 area% or less.
  • the steel wire rod according to the present invention includes (a) Cr: 0.3% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.3% or less (not including 0%), (b) Cu as required. : 0.3% or less (excluding 0%), (c) at least one element selected from the group consisting of Nb, V, Ti, Hf, and Zr is 0.1% or less in total (0 %), (D) Al: 0.1% or less (not including 0%), (e) B: 0.005% or less (not including 0%), (f) Ca: 0.01 % Or less (not including 0%) and / or Mg: 0.01% or less (not including 0%).
  • the present invention provides a steel having any one of the above chemical components by hot rolling at a rolling end temperature of 1000 to 1100 ° C. and bringing it into contact with a non-oxygen medium, whereby a holding time of 950 ° C. or higher is 0.20 to 20
  • the method also includes a method of producing a steel wire, characterized by cooling at a rate such that a holding time of 950 ° C. or less for less than 0.15 seconds is taken up at 750 to 950 ° C.
  • the non-oxygen medium is preferably an inert gas or water, and more preferably the inert gas is nitrogen.
  • the thickness of the scale is adjusted to a predetermined range, and fine pores in the scale are suppressed.
  • the scale peels off easily during MD, so a sufficient descaling device can be secured, and adverse effects (such as wire surface defects due to leftover of the scale, poor lubrication, etc.) during secondary processing such as wire drawing. It is possible to provide a high quality steel wire rod. Further, since the scale loss is small, the yield can be maintained high.
  • the scale is removed by MD before secondary processing such as wire drawing, and if the scale remains after MD, the die life is reduced. Therefore, there has been a demand for a wire having a scale that easily peels off during MD.
  • the MD method is a method in which a wire is distorted to cause cracks in the scale or at the interface between the ground iron and the scale, and the scale is peeled off.
  • the ratio of FeO in the scale has been improved. This is because the strength of FeO is smaller than that of Fe 2 O 3 or Fe 3 O 4 , and it is considered that increasing the FeO ratio in the scale is effective for improving the scale peelability during MD. It is.
  • Holes (equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or less) are likely to be generated, and the fine holes are aggregated to form a hole array in the scale. When such a hole array is formed, only part of the scale layer is peeled off during MD, and the scale remains on the surface of the wire.
  • the thickness of the scale is 6.0 ⁇ m or more in order to ensure MD properties.
  • the scale thickness is preferably 7 ⁇ m or more, more preferably 8 ⁇ m or more (particularly 9 ⁇ m or more).
  • the scale thickness exceeds 20 ⁇ m, the scale loss increases and the yield decreases.
  • the scale peels off during the cooling process, transportation and transportation, and rust is generated.
  • the scale thickness is preferably 19 ⁇ m or less, and more preferably 18 ⁇ m or less.
  • the fine pores in the scale are 10 area% or less. If the fine pores exceed 10 area%, the fine pores are aggregated in the scale, peeling occurs only at that portion during MD, and the scale remains on the surface of the wire.
  • the area ratio of the fine holes is preferably 9% or less, more preferably 8% or less (particularly 7% or less).
  • the lower limit of the size of the fine pores targeted in the present invention is usually about 0.1 ⁇ m.
  • the residual scale amount after MD can be reduced to 30% or less with respect to the scale amount before MD. This corresponds to approximately 0.05% by mass or less in the remaining scale amount with respect to the mass of the steel wire.
  • the residual scale amount is preferably 25 area% or less, more preferably 20 area% or less.
  • the rolling end temperature is 1000-1100 ° C. When the rolling end temperature exceeds 1100 ° C., the scale loss increases. On the other hand, when the rolling end temperature falls below 1000 ° C., the scale thickness cannot be secured.
  • the rolling end temperature is preferably 1020 to 1080 ° C.
  • the non-oxygen medium is preferably an inert gas or water. Further, the inert gas is preferably nitrogen gas.
  • the retention time in the high temperature region (high temperature residence time) is secured at a predetermined level or more, and the retention time in the low temperature region (low temperature residence time) is shortened. More specifically, the wire is cooled at such a speed that the holding time of 950 ° C. or higher is 0.20 to 20 seconds, 950 ° C. or lower, and the holding time until the start of winding is less than 0.15 seconds.
  • the growth of scale can be promoted by increasing the high temperature stay time of 950 ° C. or higher. Further, when the low temperature stay time of 950 ° C. or less and the start of winding is 0.15 seconds or more, the interface concentration of alloy elements such as Si, Mn, Cr, etc. becomes remarkable, the diffusion of Fe is inhibited, and the scale grows. It becomes difficult.
  • the high temperature residence time is preferably 0.3 to 15 seconds, and the low temperature residence time is preferably 0.13 seconds or less.
  • the adjustment of the high temperature residence time and the low temperature residence time may be performed by adjusting the water volume ratio in each temperature range when cooling with water, and adjusting the gas flow rate ratio in each temperature range when using an inert gas. In any case, the amount of water or the gas flow rate in the high temperature region may be lowered than that in the low temperature region.
  • the coiling temperature is preferably 760 to 940 ° C, more preferably 780 to 930 ° C.
  • C 0.05 to 1.2% C is an element that greatly affects the mechanical properties of steel.
  • the C content was set to 0.05% or more.
  • the amount of C is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.3% or more.
  • the C amount is set to 1.2% or less.
  • the amount of C is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.9% or less.
  • Si 0.01 to 0.7% Si is an element necessary for deoxidation of steel, and if its content is too small, the generation of Fe 2 SiO 4 (firelight) becomes insufficient and the MD property deteriorates. Therefore, the Si amount is determined to be 0.01% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • the Si amount is set to 0.7% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • Mn 0.1 to 1.5% Mn is an element useful for securing the hardenability of steel and increasing the strength. In order to effectively exhibit such an action, the amount of Mn was determined to be 0.1% or more. The amount of Mn is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.4% or more. On the other hand, when the amount of Mn is excessive, segregation occurs in the cooling process after hot rolling, and a supercooled structure (such as martensite) that is harmful to wire drawing workability is likely to occur. Therefore, the amount of Mn is set to 1.5% or less. The amount of Mn is preferably 1.4% or less, more preferably 1.2% or less.
  • P 0.02% or less (excluding 0%)
  • P is an element that deteriorates the toughness and ductility of steel.
  • the P content is set to 0.02% or less.
  • the amount of P is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the amount of P is not particularly limited, but is usually about 0.001%.
  • S 0.02% or less (excluding 0%) S, like P, is an element that degrades the toughness and ductility of steel. In order to prevent disconnection in the wire drawing or the subsequent twisting process, the S content is set to 0.02% or less.
  • the amount of S is preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, but is usually about 0.001%.
  • N 0.005% or less (excluding 0%)
  • N is an element that deteriorates the ductility of steel when the content is excessive. Therefore, the N amount is set to 0.005% or less.
  • the amount of N is preferably 0.004% or less, and more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the N amount is not particularly limited, but is usually about 0.001%.
  • the basic components of the steel wire rod of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that the inevitable impurities brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. are included in the steel wire. Furthermore, it is also recommended to add the following elements as necessary within a range not impeding the effects of the present invention.
  • both the Cr amount and the Ni amount are preferably 0.05% or more. More preferably, the Cr amount and the Ni amount are both 0.10% or more, and more preferably both are 0.12% or more.
  • the Cr content and the Ni content are both 0.3% or less. More preferably, the Cr content and the Ni content are both 0.25% or less, more preferably 0.20% or less. Cr and Ni may be added alone or in combination.
  • Cu 0.3% or less (excluding 0%)
  • Cu is an element having an action of promoting scale peeling.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Cu is more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.07% or more.
  • the amount of Cu becomes excessive, peeling of the scale is excessively promoted, the scale is peeled off during rolling, and another thin scale with high adhesion is generated on the peeled surface, and the wire coil is stored and transported. Rust is generated when Therefore, the Cu content is preferably 0.3% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • Nb, V, Ti, Hf, and Zr are all elements that form fine carbonitrides and contribute to high strength.
  • the Nb amount, the V amount, the Ti amount, the Hf amount, and the Zr amount are all 0.003% or more.
  • the Nb amount, V amount, Ti amount, Hf amount, and Zr amount are all preferably 0.007% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the total amount of these elements is preferably 0.1% or less.
  • the total amount of these elements is more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • Al 0.1% or less (excluding 0%) Al is an element effective as a deoxidizer.
  • the Al content is preferably 0.001% or more.
  • the amount of Al is more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.02% or more.
  • the Al content is preferably 0.1% or less.
  • the amount of Al is more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.06% or less.
  • B 0.005% or less (excluding 0%)
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite by being present as free B that dissolves in steel (B that does not form a compound), and is particularly effective for high-strength wires that require suppression of longitudinal cracks. It is.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the amount of B is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0009% or more.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.0040% or less, and still more preferably 0.0035% or less.
  • Ca and Mg are both elements that have the effect of increasing the ductility by controlling the form of inclusions. Moreover, Ca also has the effect
  • the obtained steel wire was measured by the following method.
  • no. 3, 29, 33, 36, 40, 43, 46, and 47 have deteriorated MD properties because the manufacturing conditions do not satisfy the requirements of the present invention.
  • No. 3, 29, 33, 43, and 46 were cooled in the air after finish rolling, so that the area ratio of fine pores increased and the MD property deteriorated.
  • No. No. 36 had a short high-temperature stay time at 950 ° C. or more, so the scale thickness was reduced and the MD property was deteriorated.
  • No. 47 since the high temperature stay time at 950 ° C. or higher was too long, the scale thickness became too thick, the scale loss increased, the area ratio of the fine pores increased, and the MD property deteriorated.
  • the steel wire rod of the present invention is excellent in mechanical descaling after hot rolling (before wire drawing), it cuts automobile tire cords (steel cords, bead wires), hose wires, semiconductor silicon, etc. It is useful as a material such as saw wire used in

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

　本発明の鋼線材は、Ｃ：０．０５～１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．０１～０．７％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物である鋼線材であって、厚さが６．０μｍ以上２０μｍ以下のスケールを有し、且つ、該スケール中の円相当径１μｍ以下の空孔が１０面積％以下である。このような鋼線材は、熱延後の冷却過程や保管・搬送時には剥離せず、ＭＤ時には容易に剥離できるスケールを有する。

Description

鋼線材及びその製造方法
　本発明は鋼線材及びその製造方法に関するものであり、特にメカニカルデスケーリングによって容易に除去できるスケールが形成されたメカニカルデスケーリング用鋼線材（以下、「鋼線材」を、単に「線材」と呼ぶ）と、その製造方法に関するものである。
　熱間圧延によって製造された線材の表面には、通常、スケールが形成されており、線材に伸線等の二次加工を施す前に、このスケールを除去することが必要である。このような二次加工前のスケール除去方法として、従来はバッチ式の酸洗法が用いられていたが、近年は公害問題やコスト低減の観点から、メカニカルデスケーリング（以下、ＭＤと呼ぶ）法が用いられつつある。そのため、線材にはＭＤ性が良好なスケールが形成されていることが要求されている。
　ＭＤ性の良好なスケールが形成された線材の製造方法として、例えば特許文献１～４が挙げられる。特許文献１、２では、ＦｅＯ比率が高く（又はＦｅ３Ｏ４比率が低く）、且つ、厚いスケールを形成させることによって、ＭＤ後の線材に残留するスケール量を低減している。特許文献３では、界面粗度を小さくすることによって、スケールの界面に生じる割れの伝搬を促進し、残留スケール量を低減している。特許文献４では、スケール中に１μｍ以上３μｍ以下の空孔を一定量存在させることによってスケール密着性を上げるとともに、剥離性を改善している。
　しかし、上記した特許文献１～４では以下のような問題点がある。特許文献１、２のようにスケールを厚く形成させる方法では、ＭＤ法によって線材に曲げ歪を加え、さらに線材表面のブラッシングを行っても、スケールを完全に除去することは困難である。すなわち、ＭＤ法は、バッチ式の酸洗法とは異なって、スケールの全体を均一かつ安定的に除去することが困難であり、厚いスケールの形成した線材にＭＤを行っても、線材の表面に微細に砕けたスケールの粉が点在する場合がある。このように局部的に残存する残留スケールが多くなると、伸線等の二次加工において、潤滑不良による疵が発生したり、ダイス寿命が低下するなどの問題を引き起こしてしまう。
　また、特許文献３などの界面粗度を低減する方法では、界面粗度を安定的に低減させることが困難であり、特許文献４のようにスケール中に１μｍ以上の大きな空孔を形成させる方法においても、安定的に空孔を形成させることが困難であり、これら技術はいずれもスケール残存量を安定して低減させることが難しい。
日本国特開平４－２９３７２１号公報 日本国特開平１１－１７２３３２号公報 日本国特開平８－２９５９９２号公報 日本国特許第３５４４８０４号公報
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、ＭＤによって容易に剥離できるスケールを有する線材とその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を達成した本発明の鋼線材は、Ｃ：０．０５～１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、Ｓｉ：０．０１～０．７％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物である鋼線材であって、厚さが６．０μｍ以上２０μｍ以下のスケールを有し、且つ、該スケール中の円相当径１μｍ以下の空孔が１０面積％以下であることを特徴とする。
　本発明の鋼線材は、必要に応じて（ａ）Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｈｆ、及びＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で０．１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）及び／又はＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有していても良い。
　また、本発明は上記のいずれかの化学成分の鋼を、圧延終了温度１０００～１１００℃で熱間圧延し、非酸素媒体を接触させることで、９５０℃以上の保持時間が０．２０～２０秒、９５０℃以下の保持時間が０．１５秒未満となる速度で冷却し、その後、７５０～９５０℃で巻取ることを特徴とする鋼線材の製造方法も包含する。該製造方法において、前記非酸素媒体は、不活性ガス又は水であることが好ましく、前記不活性ガスが窒素であることが更に好ましい。
　本発明の鋼線材では、スケールの厚さを所定範囲に調整するとともに、スケール中の微細な空孔を抑制している。これにより、ＭＤ時に容易にスケールが剥離するため、簡便なデスケーリング装置で十分な剥離性が確保でき、伸線などの二次加工時に悪影響（スケールの取り残しによる線材表面疵、潤滑不良など）を及ぼすことがなく、品質の高い鋼線材を提供できる。また、スケールロスが少ないため、歩留まりを高く維持できる。
　線材は、伸線などの二次加工をする前にＭＤでスケールを除去することが行われており、ＭＤ後にスケールが残存すると、ダイス寿命を低下させてしまう。従って、ＭＤ時に容易に剥離するスケールを有する線材が望まれていた。
　ＭＤ法は、線材に歪みを与えてスケール内、又は地鉄とスケールとの界面に亀裂を発生させ、スケールを剥離させる方法である。従来から、スケールの剥離性を向上させるため、スケール中のＦｅＯ比率を向上させることが行われている。これはＦｅＯの強度がＦｅ２Ｏ３や、Ｆｅ３Ｏ４に比べて小さいことから、スケール中のＦｅＯ比率を高めることが、ＭＤ時のスケール剥離性向上に有効であると考えられているからである。スケール中のＦｅＯ比率を高めるために、通常、高温でスケール（仕上圧延前のデスケーリング以降に形成される二次スケール）を形成する必要があるが、高温でスケールを形成させると、微細な空孔（円相当径で１μｍ以下）が発生しやすく、この微細な空孔は凝集してスケール内に空孔列が形成されやすくなる。このような空孔列が形成されると、ＭＤ時にスケール層の一部だけが剥離し、線材表面にスケールが残存してしまう。
　そこで本発明者らが検討した結果、熱間圧延（仕上げ圧延）後、直ちに雰囲気からの酸素を遮断し、すなわち非酸素媒体と接触させて巻取り開始まで冷却し、この非酸素媒体による冷却において、高温側での滞在時間を長くし、低温側での滞在時間を短くすれば、スケールの厚さを確保しつつ、微細空孔の形成を抑制することができることを見出した。
　スケールの厚さは、ＭＤ性を確保するため６．０μｍ以上とする。スケール厚さは、好ましくは７μｍ以上であり、より好ましくは８μｍ以上（特に９μｍ以上）である。一方、スケール厚さが２０μｍを超えると、スケールロスが増え、歩留まりが低下する。また、冷却過程や運搬・搬送時にスケールの剥離が生じて錆が発生する。スケール厚さは、好ましくは１９μｍ以下であり、より好ましくは１８μｍ以下である。
　さらに、スケール中の微細空孔、すなわち円相当径で１μｍ以下のサイズの空孔は１０面積％以下とする。微細空孔が１０面積％を超えると、微細空孔同士がスケール内で凝集し、ＭＤ時にその部分だけで剥離を起こし、線材表面にスケールが残存する。微細空孔の面積率は、好ましくは９％以下であり、より好ましくは８％以下（特に７％以下）である。本発明で対象とする微細空孔のサイズの下限は、通常０．１μｍ程度である。
　スケールの厚み及び微細空孔の面積率を上記のようにすることによって、ＭＤ後の残留スケール量をＭＤ前のスケール量に対して面積率で３０％以下とすることができる。これは、鋼線材の質量に対する残存スケール量でおよそ０．０５質量％以下に相当する。残留スケール量は、好ましくは２５面積％以下であり、より好ましくは２０面積％以下である。
　上記した性状（スケール厚さ及び微細空孔の面積率）のスケールを得るためには、圧延終了温度（仕上圧延温度）及び仕上圧延後の冷却条件（雰囲気及び冷却時間）を調整することが重要である。
　圧延終了温度は、１０００～１１００℃とする。圧延終了温度が１１００℃を超えるとスケールロスが増え、一方、圧延終了温度が１０００℃を下回るとスケール厚さを確保できない。圧延終了温度は、好ましくは１０２０～１０８０℃である。
　仕上圧延後は、直ちに非酸素媒体と接触させて、酸素を遮断し、仕上圧延後に成長するスケール内の微細空孔の発生を抑える。非酸素媒体は、不活性ガス又は水であることが好ましい。さらに、不活性ガスは窒素ガスであることが好ましい。
　上記非酸素媒体と接触させる冷却では、高温域での保持時間（高温滞在時間）を所定以上確保し、低温域での保持時間（低温滞在時間）は短くする。より具体的には、９５０℃以上の保持時間が０．２０～２０秒、９５０℃以下、巻取り開始までの保持時間が０．１５秒未満となる速度で線材を冷却する。９５０℃以上の高温滞在時間を長くすることにより、スケールの成長を促進することができる。また９５０℃以下、巻取り開始までの低温滞在時間が０．１５秒以上となると、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の合金元素の界面濃化が顕著となり、Ｆｅの拡散が阻害されてスケールが成長しにくくなる。高温滞在時間は、好ましくは０．３～１５秒であり、低温滞在時間は、好ましくは０．１３秒以下である。
　高温滞在時間と低温滞在時間の調整は、水冷する場合はそれぞれの温度域での水量比を調整し、不活性ガスを用いる場合はそれぞれの温度域でのガス流量比を調整すればよい。いずれの場合も、高温域での水量又はガス流量を、低温域よりも下げれば良い。
　非酸素媒体による冷却が終了した後は、７５０～９５０℃で巻取る。巻取り温度をこのような範囲にすることによって、スケール厚さを所望の範囲に調整することができる。巻取り温度は、好ましくは７６０～９４０℃であり、より好ましくは７８０～９３０℃である。
　以下、本発明の鋼線材の化学組成について説明する。
Ｃ：０．０５～１．２％ 
　Ｃは、鋼の機械的性質に大きく影響する元素である。線材の強度を確保するため、Ｃ量を０．０５％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると、線材製造時の熱間加工性が劣化する。そこでＣ量を１．２％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．９％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．７％
　Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な元素であり、その含有量が少なすぎると、Ｆｅ２ＳｉＯ４（ファイアライト）の生成が不十分となりＭＤ性が劣化する。そこで、Ｓｉ量を０．０１％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、Ｆｅ２ＳｉＯ４（ファイアライト）の過剰生成によって、ＭＤ性が著しく劣化する他、表面脱炭層が生成するなどの問題が生じる。そこで、Ｓｉ量を０．７％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下である。
Ｍｎ：０．１～１．５％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を確保し、強度を高めるのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．１％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間圧延後の冷却過程で偏析を起こし、伸線加工性等に有害な過冷組織（マルテンサイト等）が発生しやすくなる。そこでＭｎ量を１．５％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．２％以下である。
Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない） 
　Ｐは、鋼の靭性及び延性を劣化させる元素である。伸線工程等における断線を防止するため、Ｐ量を０．０２％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｐ量の下限は特に限定されないが、通常０．００１％程度である。
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない） 
　Ｓは、Ｐと同様に、鋼の靭性及び延性を劣化させる元素である。伸線やその後の撚り工程における断線を防止するため、Ｓ量を０．０２％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ量の下限は特に限定されないが、通常、０．００１％程度である。
Ｎ：０．００５％以下（０％を含まない）
　Ｎは、含有量が過剰になると、鋼の延性を劣化させる元素である。そこで、Ｎ量を０．００５％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。Ｎ量の下限は特に限定されないが、通常、０．００１％程度である。
　本発明の鋼線材の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼線材中に含まれることは当然に許容される。さらに、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、必要に応じて下記の元素を添加することも推奨される。
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）
　Ｃｒ及びＮｉは、いずれも鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためＣｒ量、Ｎｉ量はいずれも０．０５％以上であることが好ましい。より好ましいＣｒ量、Ｎｉ量はいずれも０．１０％以上であり、さらに好ましくはいずれも０．１２％以上である。一方、Ｃｒ量及びＮｉ量が過剰になると、マルテンサイト組織が発生しやすくなる上、スケールの地鉄との密着性が高まり過ぎて、ＭＤ時のスケールの剥離性が劣化する。そこで、Ｃｒ量、Ｎｉ量はいずれも０．３％以下であるのが好ましい。より好ましいＣｒ量、Ｎｉ量はいずれも０．２５％以下であり、さらに好ましくはいずれも０．２０％以下である。Ｃｒ及びＮｉはそれぞれ単独で添加しても良いし、併用しても良い。
Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）
　Ｃｕは、スケール剥離を促進する作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃｕ量が過剰になると、スケールの剥離が過剰に促進され、圧延中にスケールが剥離してその剥離面に薄くて密着性の高い別のスケールが発生する他、線材コイルを保管・搬送する際に錆が発生する。そこで、Ｃｕ量は０．３％以下であることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｈｆ、及びＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で０．１％以下（０％を含まない）
　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｈｆ、及びＺｒは、いずれも微細な炭窒化物を形成して、高強度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ量、Ｖ量、Ｔｉ量、Ｈｆ量、及びＺｒ量はいずれも、０．００３％以上であることが好ましい。Ｎｂ量、Ｖ量、Ｔｉ量、Ｈｆ量、及びＺｒ量はいずれも、より好ましくは０．００７％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、これらの元素が過剰になると、延性が劣化するため、これらの合計量は０．１％以下であることが好ましい。これら元素の合計量は、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。これらの元素は、それぞれ単独で添加しても良いし、２種以上を組み合わせて添加しても良い。
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
　Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量は０．００１％以上であることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物系介在物が多くなり、伸線加工時などに断線が多発する。そこで、Ａｌ量は０．１％以下であることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない） 
　Ｂは、鋼中に固溶するフリーなＢ（化合物を形成しないＢ）として存在することにより、フェライトの生成を抑制する元素であり、特に縦割れの抑制が必要な高強度線材で有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００９％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、延性が劣化する。そこでＢ量は、０．００５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下である。
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）及び／又はＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない） 
　ＣａとＭｇは、いずれも介在物の形態を制御して、延性を高める作用を有する元素である。また、Ｃａは鋼材の耐食性を高める作用も有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃａ量及びＭｇ量はいずれも０．００１％以上であることが好ましい。Ｃａ及びＭｇは、いずれも０．００２％以上であることがより好ましく、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、これらの元素が過剰になると、加工性が劣化する。そこで、Ｃａ量、Ｍｇ量は、いずれも０．０１％以下であることが好ましい。Ｃａ量、Ｍｇ量は、いずれも０．００８％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。ＣａとＭｇはそれぞれ単独で添加しても良いし、併用しても良い。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　表１、２に示す化学組成の鋼を、通常の溶製法に従って溶製した後、１５０ｍｍ×１５０ｍｍのビレットを作製し、加熱炉内で加熱した。その後、加熱炉内で生成した一次スケールを高圧水を用いてデスケーリングし、表３に示した条件で熱間圧延、冷却、巻き取りを行い、φ５．５ｍｍの鋼線材を得た。
　得られた鋼線材を、以下の方法で測定した。
（１）スケールの厚みの測定 
　コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ１０ｍｍのサンプルを採取し、各々のサンプルから任意の３箇所のスケール断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した（観察倍率：５０００倍）。各測定箇所について、鋼線材周方向長さ１００μｍで１０点スケール厚さを測定して、そのスケール平均厚さを求め、３箇所の平均値を各サンプルのスケール厚さとした。さらに各サンプル（コイル前端、中央部、後端）の平均値を算出して、各試験Ｎｏ．のスケール厚さとした。
（２）スケール中の空孔の面積率の測定 
　上記（１）と同様に、コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ１０ｍｍのサンプルを採取し、各々のサンプルから任意の３箇所のスケール断面をＳＥＭで観察した（測定視野：２５×２０μｍ、測定倍率：５０００倍）。各測定箇所について、円相当径で１μｍ以下の空孔の面積率を求め、３箇所の平均値を各サンプルの微細（円相当径で１μｍ以下）空孔の面積率とした。さらに各サンプル（コイル前端、中央部、後端）の平均値を算出して、各試験Ｎｏ．の微細空孔の面積率とした。
（３）ＭＤ性の測定 
　コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ２５０ｍｍのサンプルを採取し、引張試験機で６％の変形歪を与えて、チャックから取り出した後、サンプルに風を吹きかけて鋼線材表面のスケールを吹き飛ばした。デジタルカメラによって、歪付与前後の外観を写真撮影し、画像解析で両者を比較することによって残留スケール面積率を算出した。
　結果を表４、５に示す。 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４、５のＮｏ．１、２、４～２８、３０～３２、３４、３５、３７～３９、４１～４２、４４～４５は、本発明の要件を満たす例であり、スケール厚さ及びスケール中の微細空孔の面積率が適切であるため、ＭＤ性が良好である。
　一方、Ｎｏ．３、２９、３３、３６、４０、４３、４６、４７は、製造条件が本発明の要件を満たさないため、ＭＤ性が劣化した。
　Ｎｏ．３、２９、３３、４３、４６は仕上圧延後、大気中で冷却したため微細空孔の面積率が大きくなって、ＭＤ性が劣化した。Ｎｏ．３６は、９５０℃以上での高温滞在時間が短かったため、スケール厚さが薄くなり、ＭＤ性が劣化した。Ｎｏ．４０は９５０℃以下の低温滞在時間が長かったため、スケール厚さが薄くなり、ＭＤ性が劣化した。Ｎｏ．４７は、９５０℃以上での高温滞在時間が長すぎたため、スケール厚さが厚くなりすぎてスケールロスが増えるとともに、微細空孔の面積率が大きくなって、ＭＤ性が劣化した。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１０年１２月２７日出願の日本特許出願（特願２０１０－２９０８８４）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の鋼線材は、熱間圧延後（伸線加工前）のメカニカルデスケーリング性に優れているため、自動車のタイヤコード（スチールコード、ビードワイヤ）やホースワイヤの他、半導体用シリコンなどの切断に用いられるソーワイヤなどの素材として有用である。

Claims (10)

  1. 　Ｃ ：０．０５～１．２％（質量％の意味。以下、化学成分について同じ。）、 
    　Ｓｉ：０．０１～０．７％、 
    　Ｍｎ：０．１～１．５％、 
    　Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、 
    　Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）、 
    　Ｎ ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物である鋼線材であって、 
    　厚さが６．０μｍ以上２０μｍ以下のスケールを有し、且つ、該スケール中の円相当径１μｍ以下の空孔が１０面積％以下であることを特徴とする鋼線材。
  2. 　更に、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の鋼線材。
  3. 　更に、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の鋼線材。
  4. 　更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｈｆ、及びＺｒよりなる群から選択される少なくとも１種の元素を、合計で０．１％以下（０％を含まない）含有する請求項１～３のいずれかに記載の鋼線材。
  5. 　更に、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１～４のいずれかに記載の鋼線材。
  6. 　更に、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１～５のいずれかに記載の鋼線材。
  7. 　更に、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）及び／又はＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１～６のいずれかに記載の鋼線材。
  8. 　請求項１～７のいずれかに記載の化学成分の鋼を、圧延終了温度１０００～１１００℃で熱間圧延する工程と、 
    　熱間圧延した鋼を、非酸素媒体を接触させることで冷却する工程と、
    　冷却した鋼を７５０～９５０℃の巻取り温度で巻取る工程とを含み、
    　前記冷却する工程では、９５０℃以上の滞在時間が０．２０～２０秒、９５０℃以下の滞在時間が０．１５秒未満となるように、熱間圧延終了温度から巻取り温度まで冷却することを特徴とする鋼線材の製造方法。
  9. 　前記非酸素媒体は、不活性ガス又は水である請求項８に記載の製造方法。
  10. 　前記不活性ガスは窒素である請求項９に記載の製造方法。
PCT/JP2011/078560 2010-12-27 2011-12-09 鋼線材及びその製造方法 WO2012090680A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020137016777A KR101330375B1 (ko) 2010-12-27 2011-12-09 강 선재 및 그 제조 방법
US13/995,565 US20130272913A1 (en) 2010-12-27 2011-12-09 Steel wire material and method for manufacturing same
EP11854159.8A EP2660347B1 (en) 2010-12-27 2011-12-09 Steel wire material and production method for same
ES11854159.8T ES2672231T3 (es) 2010-12-27 2011-12-09 Material de alambre de acero y su método de producción
CN2011800627972A CN103282529A (zh) 2010-12-27 2011-12-09 钢线材及其制造方法
US14/575,172 US9708696B2 (en) 2010-12-27 2014-12-18 Steel wire material and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-290884 2010-12-27
JP2010290884A JP4958998B1 (ja) 2010-12-27 2010-12-27 鋼線材及びその製造方法

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US13/995,565 A-371-Of-International US20130272913A1 (en) 2010-12-27 2011-12-09 Steel wire material and method for manufacturing same
US14/575,172 Division US9708696B2 (en) 2010-12-27 2014-12-18 Steel wire material and method for manufacturing same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012090680A1 true WO2012090680A1 (ja) 2012-07-05

Family

ID=46382799

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/078560 WO2012090680A1 (ja) 2010-12-27 2011-12-09 鋼線材及びその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (2) US20130272913A1 (ja)
EP (1) EP2660347B1 (ja)
JP (1) JP4958998B1 (ja)
KR (1) KR101330375B1 (ja)
CN (2) CN107012308A (ja)
ES (1) ES2672231T3 (ja)
WO (1) WO2012090680A1 (ja)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102013004905A1 (de) * 2012-03-23 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Zunderarmer Vergütungsstahl und Verfahren zur Herstellung eines zunderarmen Bauteils aus diesem Stahl
CN103700641B (zh) * 2013-11-29 2017-01-25 武汉钢铁(集团)公司 一种引线框架用钢带及其生产方法
KR101639922B1 (ko) * 2014-12-26 2016-07-15 주식회사 포스코 기계적 스케일 박리성이 우수한 선재, 이를 이용한 강선 및 그들의 제조방법
KR101665886B1 (ko) * 2015-09-04 2016-10-13 주식회사 포스코 냉간가공성 및 충격인성이 우수한 비조질강 및 그 제조방법
KR101676201B1 (ko) * 2015-12-07 2016-11-15 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 고탄소강 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN105734449A (zh) * 2016-02-26 2016-07-06 邢台钢铁有限责任公司 一种含硼钛低碳钢及其高速线材的生产方法和用途
KR101726134B1 (ko) * 2016-03-31 2017-04-12 주식회사 포스코 용접성이 우수한 선재 및 그 제조방법
JP6733741B2 (ja) * 2016-10-28 2020-08-05 日本製鉄株式会社 線材およびその製造方法
CN106893948A (zh) * 2017-01-19 2017-06-27 辽宁通达建材实业有限公司 一种耐腐蚀预应力管道用钢丝
CN107354380B (zh) * 2017-08-30 2019-04-09 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥2300MPa桥梁缆索用钢及生产方法
CN108300928A (zh) * 2018-02-08 2018-07-20 东北大学 一种提高光伏产业用切割丝用钢洁净度的方法
CN108489850B (zh) * 2018-02-28 2021-04-13 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种测定盘条氧化皮剥离率的方法
KR102376475B1 (ko) * 2020-12-16 2022-03-17 주식회사 포스코 콘크리트 보강 내진용 강 선재 및 이의 제조방법
CN114250419B (zh) * 2021-12-29 2022-12-13 本钢板材股份有限公司 一种400MPa级低碳胎圈拉丝钢BT400BK及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04293721A (ja) 1991-03-22 1992-10-19 Nippon Steel Corp 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
JPH08295992A (ja) 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JPH11172332A (ja) 1997-12-15 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素鋼線材
JP2004137597A (ja) * 2002-09-26 2004-05-13 Kobe Steel Ltd 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材
JP3544804B2 (ja) 1996-12-03 2004-07-21 新日本製鐵株式会社 鋼線用線材
JP2010132943A (ja) * 2008-12-02 2010-06-17 Kobe Steel Ltd 伸線加工性およびメカニカルデスケーリング性に優れた熱間圧延線材およびその製造方法
JP2010202954A (ja) * 2009-03-05 2010-09-16 Nippon Steel Corp 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10324923A (ja) * 1997-05-27 1998-12-08 Nippon Steel Corp 鋼線用線材
JP2000246322A (ja) * 1999-02-25 2000-09-12 Kobe Steel Ltd 酸洗性に優れた圧延線材およびその製造方法
JP4248790B2 (ja) * 2002-02-06 2009-04-02 株式会社神戸製鋼所 メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP4186471B2 (ja) * 2002-02-06 2008-11-26 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2005281793A (ja) * 2004-03-30 2005-10-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼線用線材の製造方法及び鋼線用線材
JP4375149B2 (ja) * 2004-07-21 2009-12-02 住友金属工業株式会社 高強度低合金鋼線材
US8105698B2 (en) * 2007-01-31 2012-01-31 Nippon Steel Corporation Plated steel wire for parallel wire strand (PWS) with excellent twist properties
CN101353756A (zh) * 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 搪瓷用冷轧高强度钢板及其制造方法
JP5215720B2 (ja) * 2008-04-28 2013-06-19 株式会社神戸製鋼所 鋼線材

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04293721A (ja) 1991-03-22 1992-10-19 Nippon Steel Corp 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
JPH08295992A (ja) 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JP3544804B2 (ja) 1996-12-03 2004-07-21 新日本製鐵株式会社 鋼線用線材
JPH11172332A (ja) 1997-12-15 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素鋼線材
JP2004137597A (ja) * 2002-09-26 2004-05-13 Kobe Steel Ltd 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材
JP2010132943A (ja) * 2008-12-02 2010-06-17 Kobe Steel Ltd 伸線加工性およびメカニカルデスケーリング性に優れた熱間圧延線材およびその製造方法
JP2010202954A (ja) * 2009-03-05 2010-09-16 Nippon Steel Corp 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2660347A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
US20150101716A1 (en) 2015-04-16
EP2660347A1 (en) 2013-11-06
US20130272913A1 (en) 2013-10-17
EP2660347B1 (en) 2018-05-30
CN103282529A (zh) 2013-09-04
US9708696B2 (en) 2017-07-18
EP2660347A4 (en) 2015-05-27
KR101330375B1 (ko) 2013-11-15
CN107012308A (zh) 2017-08-04
JP2012136750A (ja) 2012-07-19
KR20130083482A (ko) 2013-07-22
ES2672231T3 (es) 2018-06-13
JP4958998B1 (ja) 2012-06-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4958998B1 (ja) 鋼線材及びその製造方法
JP4980471B1 (ja) 鋼線材及びその製造方法
KR101103233B1 (ko) 강선재
JP5179331B2 (ja) 伸線加工性およびメカニカルデスケーリング性に優れた熱間圧延線材およびその製造方法
KR101699194B1 (ko) 무방향성 전기 강판 제조용의 열연 강판 및 그 제조 방법
US8216394B2 (en) Method for production of steel product with outstanding descalability; and steel wire with outstanding descalability
JP6738047B2 (ja) 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP4891709B2 (ja) メカニカルデスケーリング用鋼線材
JP2007297674A (ja) 耐カッピー断線性に優れた高炭素鋼線材
JP4660474B2 (ja) 打抜き加工性と歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP4971719B2 (ja) メカニカルデスケーリング用鋼線材
JP4891700B2 (ja) メカニカルデスケーリング用鋼線材
JP2022089302A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板および鋼管ならびにこれらの製造方法
JP4971720B2 (ja) メカニカルデスケーリング用鋼線材
CN115135788A (zh) 无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11854159

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011854159

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13995565

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137016777

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE