[go: up one dir, main page]

WO2003066923A1 - Fil d'acier possedant une excellente caracteristique de decalaminage en decalaminage mecanique et son procede de production - Google Patents

Fil d'acier possedant une excellente caracteristique de decalaminage en decalaminage mecanique et son procede de production Download PDF

Info

Publication number
WO2003066923A1
WO2003066923A1 PCT/JP2003/001148 JP0301148W WO03066923A1 WO 2003066923 A1 WO2003066923 A1 WO 2003066923A1 JP 0301148 W JP0301148 W JP 0301148W WO 03066923 A1 WO03066923 A1 WO 03066923A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel wire
steel
mass
scale
cooling rate
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2003/001148
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Mamoru Nagao
Takuya Kochi
Masahiro Nomura
Hiroshi Yaguchi
Takaaki Minamida
Noriaki Hiraga
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to BRPI0303066-0A priority Critical patent/BR0303066B1/pt
Priority to DE60316256T priority patent/DE60316256T2/de
Priority to AU2003207212A priority patent/AU2003207212A1/en
Priority to US10/473,131 priority patent/US7037387B2/en
Priority to EP03703170A priority patent/EP1473375B1/en
Priority to KR1020037012188A priority patent/KR100544162B1/ko
Publication of WO2003066923A1 publication Critical patent/WO2003066923A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12431—Foil or filament smaller than 6 mils

Definitions

  • the present invention relates to a general steel wire requiring descaling, for example, a steel wire used as a material for a cold-rolled wire, a wire for a welding wire, a wire rope, a rubber hose, a tire cord, and the like. And its manufacturing method.
  • a steel wire is usually manufactured through a process of drawing a steel wire rod manufactured by hot rolling to a required wire diameter.
  • this wire drawing it is necessary to sufficiently remove the scale adhering to the surface of the wire at the pre-working stage in order to ensure good wire drawability.
  • scale removal has been mainly performed by pickling.
  • pickling may deteriorate the working environment, and there is a problem that it is necessary to treat the waste liquid after use. Therefore, instead of the pickling process, “mechanical two-scale descaling” (mechanical scale removal), which removes scale mechanically, has come to be performed. This mechanical descaling is performed not only by shot blasting or air blasting but also by a method of peeling the scale by bending or twisting.
  • the steel wire rod after hot rolling has a scale that is not easily separated during transportation and easily separated during mechanical descaling.
  • the present invention has been made in view of such a problem, and an object of the present invention is to provide a steel wire rod excellent in scale peelability (mechanical descaling property) with respect to mechanical descaling and a method for producing the same. .
  • the present inventor has conducted intensive studies on steel wire rods having excellent mechanical descaling properties (hereinafter sometimes abbreviated as “MD properties”) regardless of the scale thickness.
  • MD properties mechanical descaling properties
  • the present inventors have found that the releasability greatly depends on the Si concentration at the interface of the scale layer in contact with the interface between the wire and the ground metal, and have completed the present invention. That is, the steel wire rod according to the present invention comprises: a base iron portion made of steel containing C of 1.
  • the steel wire rod of the present invention has remarkably improved mechanical descalability.
  • the “Si-enriched region” in which the Si concentration at the interface portion of the scale layer is 2.0 times or more the Si amount of the base iron portion is preferably 60% by area or more. This is because better scale releasability can be obtained.
  • the Si content of the above-mentioned iron base is preferably not less than 0.1 lmass% and not more than 0.6 mass%. This is to make the Si average concentration at the interface of the scale more appropriate and to further improve mechanical descaling.
  • the above-mentioned base steel part contains 1.1 mass% or less of C and 0.05 to 0.80 mass% of 31 and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the above-mentioned ground iron part contains: Mn: 0.01 to 2.0 mass%, Cr: 0 to 2.0 mass%, Mo: 0 to 0.6 mass%, Cu: 0 to 2.0 masss %, Ni: 0 to 4.0raass%, Ti: 0 to 0.1lmass%, A1: 0.001 to 0.1mass%, N: 0 to 0.03mass%, V: 0 to 0.4raass %, Nb: 0 to 0.15 mass%, and B: 0 to 0.005 mass%.
  • Mn 0.01 to 2.0 mass%
  • Cr 0 to 2.0 mass%
  • Mo 0 to 0.6 mass%
  • Cu 0 to 2.0 masss %
  • Ni: 0 to 4.0raass% Ti: 0 to 0.1lmass%
  • N 0 to 0.03mass%
  • V 0 to 0.4raass %
  • Nb 0 to 0.15
  • the Si-enriched region at the interface of the scale layer is preferably 60% by area or more, and the Si content of the base iron part is 0.1 lmass%. As described above, the content is preferably 0.6 mass% or less.
  • Critical cooling rate (° CZs) 22 + 11 X [S i] -8.5 X log (D)-(1) (where [S i] is the amount of Si in steel (mass%), D Indicates the wire diameter (mm). In addition, it is characterized by being manufactured by cooling from 700 to 500 ° C at a third cooling rate of 2.5 Zs or less.
  • the steel wire rod produced through this process exhibits excellent characteristics such as the aforementioned “the average Si concentration at the interface of the scale is 2.0 times or more the amount of Si in the base steel part”. Has mechanical descaling properties.
  • the first cooling rate is preferably 45 ° C / s or less. This is in order to further enhance the Si concentration at the scale interface and ensure good mechanical descaling.
  • a step of cooling from the winding start temperature to 700 at a second cooling rate of not less than 3: Zs and not more than the limit cooling rate determined by the following formula (1) in an oxygen supply atmosphere, the limit cooling rate (° C_s ) 22 + 11 X [S i] 1 8.5 Xlog (D)-(l) (where [S i] is the amount of Si in steel (mass%) and D is the wire diameter (band).
  • the steel wire rod manufactured by this manufacturing method has characteristics such as the aforementioned “the average Si concentration at the interface of the scale is 2.0 times or more of the Si amount of the base steel part”, and has excellent mechanical properties. Has descaling properties.
  • the first cooling rate is preferably 45 ° CZs or less. This is in order to enjoy better mechanical descaling.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Si average concentration index and the scale residual ratio in Example A described later.
  • FIG. 2 is a graph showing a relationship between a ground iron portion Si amount (mass%), a second cooling rate V C / s) and a wire diameter D (mm) in Example A described later.
  • the biggest feature of the steel wire material shall enjoy the present invention, by defining the S i concentration in the base steel side surface of the scale layer, the MD properties sensible; in point is improved al.
  • the present inventors can remarkably improve the MD property by controlling the Si concentration. It has been found that the i-concentration control can be easily and reliably performed by appropriately adjusting the steel composition, the hot rolling conditions and the subsequent cooling conditions, and completed the present invention.
  • C is a key element that determines the mechanical properties of steel.
  • the amount of C can be set appropriately according to the application.However, if the amount of C is excessive, the hot workability during wire production deteriorates.Therefore, the upper limit is set to 1.1% in consideration of the hot workability. I do.
  • Si is an essential element for increasing the Si concentration in the scale layer near the interface with the base iron. If it is less than 0.05%, the amount of Si added to the interface of the scale layer is too small. On the other hand, if it is added excessively, the formation of a surface decarburized layer and the MD property are adversely deteriorated. For this reason, the lower limit is made 0.05%, preferably 0.1%, and the upper limit is made 1.0%, preferably 0.80%, and more preferably 0.6%.
  • components other than C and Si are not particularly limited, and may contain other components as appropriate according to required characteristics such as strength and corrosion resistance.
  • Mn 0.01 to 2.0%
  • Cr 0 to 2.0%
  • Mo 0 to 0.6%
  • Cu 0 to 2.0%
  • Ni 0 to 4.0%
  • T i 0 to 0.1%
  • a 1 0.001 to 0.10%
  • N 0 to 0.03%
  • V 0 to 0.40%
  • Nb 0 to 0.15%
  • B one or more selected from the group consisting of 0 to 0.005%.
  • Si in this scale is segregated at the interface because it is supplied from the base steel when the scale is formed.
  • Si concentration at the interface of the scale layer refers to the Si concentration (local Si amount) of the scale concentrated on the contact side with the ground iron. Therefore, this “Si concentration at the interface of the scale layer” can be measured by information obtained from the interface side of the scale.
  • the scale shell consisting of the scale layer that covered the surface of the steel wire by melting the steel part of the steel wire rod was collected, and this scale shell was collected.
  • EPMA Electron Probe Micro Analyzer, Electron Probe Micro Analyzer
  • EPMA is suitable for the present invention that defines the Si concentration at the scale interface where Si is segregated, because it can analyze the composition of the sample surface. A specific measuring method will be described in an example described later.
  • a bromine-sodium bromide-sodium dodecyl benzene sulfonate (SDBS) -methanol solution can be used (Current Advances in Materials and Processes). -The Iron and Steel Institute of Japan, vol. 13, pl084 (2000)).
  • the “Si amount of the ground iron part (in the present invention, the unit is“ mass% ”)” is the first steel S i amount (S i amount before the scale layer is formed).
  • the Si in the scale layer migrates from the base iron part, and theoretically, the amount of the Si part after the formation of the scale layer decreases. However, since the scale layer is sufficiently thin compared to the base steel part, the reduction is negligible.
  • the “Si-enriched region” at the interface of the scale layer (the part having a Si concentration of 2.0 times or more the Si content of the steel composition of the steel base) is 60% in area ratio. As described above, by forming the scale layer so as to occupy 80% or more, better scale releasability can be obtained.
  • a manufacturing method suitable for industrial production of the steel wire rod of the present invention will be described.
  • a steel slab containing C: 1. lmass% or less and Si: 0.05 to 0.80 mass% is heated according to a conventional method.
  • 2 cool the hot-rolled wire to a winding start temperature of 800 to 950 ° C at a first cooling rate of less than 50 ° ⁇ / 3 and wind it up.
  • 3 wire surface temperature Cooling to 700 ° C is performed in an oxygen supply atmosphere (atmosphere that can supply oxygen), for example, at 3 ° CZs or more in the atmosphere and at a second cooling rate below the limit cooling rate specified by the following formula (1). Cool down,
  • [S i] represents the amount of Si in the steel (mass%), and D represents the wire diameter (mm).
  • the scale grows and grows after the end of the hot rolling, and Si is supplied into the scale from the base iron part of the wire and concentrated mainly at the interface of the scale layer.
  • the end temperature of the hot rolling is lower than 100 Ot :, the enrichment of Si on the scale after the start of cooling is delayed, and the desired Si enriched scale cannot be obtained.
  • the hot rolling end temperature is set to 1000-1100 ° C.
  • the first cooling rate after the end of rolling that is, the cooling rate from the hot rolling end temperature to the winding start temperature of 950 to 800 ° C, needs to be less than 50 ° C / s. . Above 50 ° CZ s, it is difficult to secure sufficient time for scale nucleation and growth, and the Si concentration becomes insufficient even if the cooling conditions are adjusted thereafter.
  • the cooling rate is 30 considering productivity. C / s or more, more preferably 35 ° CZs or more is desirable. Also, in order to secure a scale structure with better releasability, the cooling rate should be 45 ° C / s or less in order to make the Si-enriched region at the interface of the scale layer 60% or more. Is preferred.
  • the winding start temperature also controls the initial growth of scale nucleation similarly to the definition of the first cooling rate, it is set to 950 to 800 ° C in the present invention.
  • the concentration of Si in the scale becomes insufficient, and the scale releasability also deteriorates.
  • the second cooling rate from the winding start temperature to 700 ° C. It is necessary to adjust it according to the Si amount of the diameter ⁇ ground iron part. Specifically, the cooling rate is not less than 3 ° CZ s and not more than the limit cooling rate of the above formula (1). If the cooling rate from immediately after the start of winding to 700 is less than 3 ° C nos, the scale layer becomes thicker than necessary and the scale releasability becomes extremely good, but before the mechanical descaling process When the wire coil is stored or transported, the scale is likely to be peeled off.
  • the third cooling rate in the range of 700 ° C to 500 ° C is also important.By setting the cooling rate to 2.5 / s or less, it becomes possible to promote Si concentration. It is possible to obtain a scale having good initial peelability.
  • Carbon steel having the amounts of C and Si shown in Table 1 was melted in a converter, and the steel ingot was disassembled and rolled to produce a billet (155 recitation angle), which was heated to about 1150 ° C and then heated.
  • Cold rolling was completed at 1030 ° C to obtain wires with various diameters D (bands) as shown in the table.
  • the average concentration of Si at the interface of the scale layer attached to the obtained wire was measured.
  • the measurement method is as follows: the base metal part of the wire is dissolved with the above-mentioned solution, the scale shell composed of the scale layer is separated, and the inner surface of the scale shell (surface on the interface side with the base steel part) is applied. EPMA line analysis was performed. The measurement line was in the circumferential direction. Measurement conditions are an acceleration voltage 15 kV, a probe current 1 X 10- 8 A, measured 400 points at regular intervals 10 onm measuring between scanning distance 40 / m, the scale layer S i mean concentration at the measurement point 400 was determined as the average Si concentration at the interface of the sample.
  • the (average Si concentration at the interface of the scale layer) / (the amount of Si in the steel of the base iron) is called the Si average concentration index.
  • the mechanical descaling property was examined. After cutting the wire to a length of 250 mm, it was attached to a crosshead with a chuck distance of 20 Omm, and was subjected to a 4% tensile strain before being removed from the chuck. The test piece is blown with compressed air to blow off the scale on the surface of the wire, cut into a length of 20 mm, measured in weight (wl), and immersed in hydrochloric acid to remove the scale attached to the surface of the wire. Was completely removed, and the weight (w2) was measured again. From these measured values, the residual scale ratio was determined by the following equation. These measurements are also shown in Table 1. In addition, the invention example and the comparative example of the same number have the same steel composition.
  • Residual scale ratio (%) (wl -w2) / w2 X 100 0301148
  • Figure 1 shows a graph that summarizes the relationship between the Si concentration index and the residual scale factor based on Table 1. From FIG. 1, it can be seen that the level of the residual scale ratio is clearly different between the invention example and the comparative example when the Si concentration index is 2.0, and good scale releasability is obtained when the Si concentration index is 2.0 or more.
  • Fig. 2 shows a graph in which the relationship between [S i] of the base steel part and (V + 8.5 * 1 og (D)) was sorted out for each sample of the comparative example.
  • the unit of [S i] is mass% D and the unit is thigh. From FIG. 2, it can be seen that the invention example and the comparative example are divided into two parts by the straight line in the figure as a boundary. This straight line is represented by the following equation (1).
  • Table 1 also shows the limit (upper limit) value of the second cooling rate calculated by equation (1).
  • Example A hot rolling was performed using steels of various C and Si contents to produce a wire rod with a scale layer formed on the base iron part.
  • Table 2 also shows the hot rolling end temperature and the cooling conditions after hot rolling.
  • the average Si concentration, the average Si index and the residual ratio of the scale at the interface of the scale layer were determined for the obtained wire. Furthermore, the ratio of the area of the measurement points where the (Si concentration at the measurement point by line analysis) Z (Si amount of the steel part) is 2.0 or more with respect to the Si amount of steel It was calculated as the area ratio () of the Si-enriched region in the part. These results are also shown in Table 2.
  • the residual ratio of the scale is about 0.1% in the comparative example, while the residual ratio of the scale is remarkably less than about 0.03% in the invention examples in which the average Si index is 2.0 or more. It can be seen that the wire is suppressed and has a scale layer with excellent scale releasability. In particular, if the Si enriched area is 60% or more, The releasability is much better. Industrial applicability
  • the Si concentration at the interface of the scale layer of the steel wire rod is increased by 2.0 times or more compared to the Si amount of the base steel part, so that the Si concentration is moderate before the mechanical descaling step. It is possible to provide a steel wire rod having good scale peelability, which has high scale adhesiveness and peels off almost no residual scale layer in the mechanical descaling step, and does not depend on scale thickness or scale composition. it can. Further, according to the manufacturing method of the present invention, the steel wire can be easily industrially manufactured.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Metal Extraction Processes (AREA)
  • Cleaning And De-Greasing Of Metallic Materials By Chemical Methods (AREA)

Description

明細書 メ力二カルデスケーリング性に優れた鋼線材ぉよびその製造方法 技術分野
本発明は、 デスケ一リングを必要とする鋼線材の全般に関し、 例えば冷間圧延 用線材， 溶接ワイヤ用線材， ワイヤロープ， ゴムホ一ス， タイヤコード等に用い られる鋼線の素材となる鋼線材ぉよびその製造方法に関するものである。
背景技術
鋼線は、 通常、 熱間圧延によって製造された鋼線材を必要な線径に伸線加工す る工程を経て製造される。 この伸線加工においては、 良好な伸線性を確保するた め、 線材の表面に付着したスケールを加工前段階で十分に除去する必要がある。 従来、 斯かるスケールの除去は主に酸洗によって行われていたが、 酸洗は作業 環境を悪化させるおそれがあり、 また、 使用後に廃液を処理する必要が生じると いう問題がある。 このため、酸洗工程の代りに、スケールを機械的に除去する「メ 力二カルデスケーリング」 (機械的スケール除去) が行われるようになった。 このメカニカルデスケ一リングは、 ショットブラス卜やエアーブラスティング によるものの他、 曲げや捻りによつてスケールを剥離する方法によつても行なわ れる。 その一方で、 線材の運送時中にスケールが剥離すると、 地鉄が露出して鑌 が生じるおそれがある。 従って、 熱間圧延後の鋼線材においては、 搬送中には剥 離しにくく、 メカニカルデスケーリングの際には容易に剥離する様なスケールの 形成が望まれている。
かかる要望に対して、 例えば特開平 7— 2 0 4 7 2 6号公報、 特開平 8— 2 9 5 9 9 2号公報、 特開平 1 0— 2 0 4 5 8 2号公報、 特開平 1 1— 1 7 2 3 3 2 号公報に記載されているように、 スケールの組成を制御したり、 地鉄部とスケ一 ルとの界面粗度を制御したり、 スケールの厚さを制御するなどの方策が採られて いる。
しかし、 これら先行技術には、 メカニカルデスケ一リング性を高めるべくスケ ール中の S i濃度を調節するという思想はない。その上、スケールの S i濃度は、 線材製造における熱間圧延後の冷却速度に依存するが、 当該冷却条件に詳細な検 討を加えたものもない。 その結果、 剥離性が適度なスケールを表面に有する鋼線 材に関するものでありながら、 その効果は充分なものではなかった。
発明の開示
上記のとおり、 伸線加工が施される鋼線材に対して、 メカニカルデスケ一リン グ性の改善のために種々の方策が採られているが、 近年、 ますますデスケーリン グ性の向上が要望されており、 更なる方策が求められている。
本発明は斯かる問題に鑑みなされたもので、 メカニカルデスケ一リングに対す るスケール剥離性 （メカニカルデスケ一リング性） に優れた鋼線材およびその製 造方法を提供することを目的とする。 ' 本発明者は、 スケールの厚さにかかわらず、 優れたメカニカルデスケ一リング 性 （以下、 「MD性」 と略記する場合がある。 ） を有する鋼線材について鋭意研 究した結果、 スケールの剥離性は、 酃線材の地鉄部との界面に接するスケール層 界面部の S i濃度に大きく依存することを見出し、 本発明を完成するに至った。 即ち、 本発明の鋼線材は、 Cを 1. lmass%以下， S iを 0. 05〜0. 80 mass%含有する鋼よりなる地鉄部；および該地鉄部の表面に付着したスケール層 を有し、 該スケールの該地鉄部との界面部における S i平均濃度が、 地鉄部の S i量の 2. 0倍以上であることを特徴とする。 本発明の鋼線材は、 当該要件を満 たすことによって、 メカニカルデスケーリング性が顕著に改善されている。 上記スケール層の界面部における S i濃度が地鉄部の S i量の 2. 0倍以上で ある 「S i濃化領域」 は、 60面積％以上が好ましい。 より良好なスケール剥離 性が得られるからである。
上記地鉄部の S i含有量としては、 0. lmass%以上， 0. 6mass%以下が好 ましい。 スケールの界面部における S i平均濃度を更に適切なものとし、 メカ二 カルデスケーリング性のより一層の向上を図るためである。
また、 上記地鉄部は、 Cを 1. 1 mass %以下， 3 1を0. 05〜0. 80mass% 含有し、 残部は F eおよび不可避的不純物からなるものが好ましい。 地鉄部の成 分組成を厳密に規定することによって、 鋼線材に安定したメカ二力ルデスケ一リ ング性を発揮させることを意図したものである。
上記地鉄部は、 上記成分の他に、 Mn： 0. 01〜2. 0mass%, C r ： 0〜 2. 0mass%, Mo ： 0〜0. 6mass%, C u ： 0〜2. 0mass%, N i ： 0〜 4. 0raass%, T i ： 0〜0. lmass%， A 1 ： 0. 001〜0. 10mass%， N： 0〜0. 03mass%， V： 0〜0. 40raass%, Nb： 0〜0. 15mass%, および B ： 0〜0. 005mass%からなる群より選択される 1種以上を更に含有 するものであってもよい。 一般的な鋼線材の構成成分を添加しても、 本発明鋼線 材のメカニカルデスケーリング性に悪影響を与えることは、 考えられないからで ある。
上記の成分組成を厳密に規定した鋼線材においても、 スケール層の界面部にお ける S i濃化領域は 60面積％以上が好ましく、 地鉄部の S i含有量としては、 0. lmass%以上， 0. 6mass%以下が好ましい。
更に、 本発明の鋼線材は、
C ： 1. lmass%以下， S i : 0. 05-0. 80 mass %を含有する鋼を、 1000〜1 100°Cの圧延終了温度にて熱間圧延し、
該熱間圧延工程終了後、 50°C/s未満の第 1冷却速度にて 950〜800°C の巻取開始温度まで冷却し、
該卷取開始温度から 700°Cまでを酸素供給雰囲気中にて 3°C/s以上で且つ 下記式（1 )により定まる限界冷却速度以下の第 2冷却速度にて冷却し、
限界冷却速度 （°CZs) =22 + 11 X 〔S i〕 -8. 5 X log(D) - (1) (式中、 〔S i〕 は鋼中の S i量 （mass%), Dは線径 （mm) を示す。） 更に、 700 から 500°Cまでを 2. 5 Zs以下の第 3冷却速度にて冷却 することによって製造されることを特徴とする。 当該工程を経ることによって製 造された鋼線材は、 前述した 「スケールの界面部における S i平均濃度が、 地鉄 部の S i量の 2. 0倍以上」 等の特徴を示し、 優れたメカニカルデスケ一リング 性を有する。
上記第 1冷却速度としては、 45°C/s以下が好ましい。 スケールの界面部に おける S i濃化をより一層進め、 良好なメカニカルデスケーリング性を確保する ためである。 本発明に係る鋼線材の製造方法は、
C： 1. lmass%以下， S i : 0. 05〜0. 80mass%を含有する鋼を、
1000〜1 100°Cの圧延終了温度にて熱間圧延する工程、
該熱間圧延工程終了後、 50 °C/ s未満の第 1冷却速度にて 950〜800 の巻取開始温度まで冷却する工程、
該巻取開始温度から 700 までを酸素供給雰囲気中にて 3 :Zs以上で且つ 下記式（1)により定まる限界冷却速度以下の第 2冷却速度にて冷却する工程、 限界冷却速度 （°C_ s) =22 + 11 X 〔S i〕 一 8. 5 Xlog(D)-(l) (式中、 〔S i〕 は鋼中の S i量 （mass%), Dは線径 （匪） を示す。） 更に、 700°Cから 500 Cまでを 2. 5 °CZs以下の第 3冷却速度にて冷却 する工程、
を含むことを特徴とする。当該製造方法よつて製造された鋼線材は、前述した「ス ケールの界面部における S i平均濃度が、 地鉄部の S i量の 2. 0倍以上」 等の 特徴を示し、 優れたメカニカルデスケーリング性を有する。
また、 上記第 1冷却速度としては、 45°CZs以下が好ましい。 より優れたメ 力二カルデスケ一リング性を享有せしめるためである。 図面の簡単な説明
図 1 後述する実施例 Aにおける S i平均濃度指数とスケール残留率との関係 を示すグラフである。
図 2 後述する実施例 Aにおける地鉄部 S i量（mass%)と第 2冷却速度 V C /s) および線径 D (mm) との関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
本発明の鋼線材が享有する最大の特徴は、 スケール層の地鉄部側表面における S i濃度を規定することによって、 MD性を顕;著に向上させた点にある。
即ち、 従来でも MD性の改善を図った技術は存在したが、 スケール中の S i濃 度に着目した例はなく、 また、 その効果は充分ではなかった。 しかし、 本発明者 らは、 当該 S i濃度を制御すれば MD性を顕著に向上させることができ、 この S i濃度制御は、 鋼成分組成と熱間圧延条件およびその後の冷却条件とを適切に調 整することによって、 容易かつ確実に実施できることを見出し、 本発明を完成し た。
以下に、 斯かる特徴を発揮する本発明の実施形態、 及びその効果について説明 する。
先ず、本発明の鋼線材の地鉄部（スケールが被覆される鋼部分）の化学成分（以 下、 断らない限り、 単位は 「mass%」 とする。 ） の限定理由について説明する。 C： 1. 1%以下 （0%を含まない。 ）
「C」 は、 鋼の機械的性質を決定する主要元素である。 用途に応じて C量を適 宜設定することができるが、 C量が過多になると線材製造時の熱間加工性が劣化 するので、 熱間加工性を考慮して上限を 1. 1%とする。
S i ： 0. 05〜0. 80%
「S i」 は、 地鉄部との界面近傍におけるスケール層の S i濃度を上げるため に必須の元素である。 0. 05 %未満ではスケール層界面部への S iの付与が過 少となり、一方過剰に添加すると表層脱炭層の生成や、 MD性を逆に劣化させる。 このため、 下限を 0. 05%、 好ましくは 0. 1 %とし、 上限を 1. 0%、 好ま しくは 0. 80%、 さら 好ましくは 0. 6%とする。
残部が Feであり不可避的不純物を含む他、 Cおよび S i以外の成分は特に限 定されず、 強度や耐食性などの要求特性に応じて適宜の他成分を含有することが できる。 例えば、 Mn : 0. 01〜 2. 0 %, C r : 0〜2. 0%， Mo : 0〜 0. 6 %, Cu : 0〜2. 0 %, N i : 0〜4. 0 %, T i : 0〜0. 1%, A 1 : 0. 001〜0. 10%, N : 0〜0. 03%, V : 0〜0. 40%， Nb : 0〜0. 15 %， および B : 0〜0. 005 %からなる群より選択される 1種以 上を含有せしめることができる。
熱間圧延後における鋼線材の表面にはスケール層が形成されているが、 M D性 を顕著に向上させるためには、 特に地鉄部との界面に隣接して形成されたスケ一 ル界面部における S i濃度が重要である。 スケール層界面部の S i濃度は、 スケ —ル層と地鉄部との界面の特性に大きな影響を及ぼし、 スケール層全体の剥離性 を左右する。 なお、 界面部における S iは、 主として S i O。などの酸化物の形 態で存在する。
このスケール中 S iは、 スケール形成時に地鉄部から供給されるものであるた め、 界面部に偏析している。 つまり、 スケール層界面部の 「S i濃度」 とは、 地 鉄部との接触側に濃縮しているスケールの S i濃度 （局所的な S i量） をいう。 従って、 この 「スケール層界面部の S i濃度」 は、 スケールの界面側表面から得 られる情報によって測定することができる。
例えば、 スケール層の界面部における S i濃度の測定は、 鋼線材の地鉄部を溶 解して地鉄部の表面を被覆していたスケール層からなるスケール殻を採取し、 こ のスケール殻の内面を E P MA (電子プローブ 'マイクロアナライザ一， Electron Probe Micro Analyzer) によりライン分析することによって測定することができ る。 E P MAは、 試料表面の組成成分を分析することができるので、 S iが偏析 しているスケール界面部における S i濃度を規定する本発明に適している。 具体 的な測定方法は、 後述の実施例で説明する。 また、 上記測定方法における地鉄部 を溶解するための溶解液としては、 '例えば臭素—臭化ナトリウム—ドデシルペン ゼンスルホン酸ナトリウム （S D B S ) —メタノール溶液を用いることができる (Current Advances in Material s and Processes - The Iron and Steel Inst i tute of Japan, vol . 13, pl084 (2000)参照） 。
スケール層の界面部における S iを適切に存在せしめることで、 スケール層が 付着した鋼線材に一定以上の歪を与えたとき、 スケール層の破壊強度が上昇し、 メカニカルデスケーリングで破壊するスケール小片サイズが大きくなる。 その結 果、 剥離性の良好なスケール層を得ることができ、 曲げ方式やねじり方式等のメ 力二カルデスケーリングにより優れた剥離効果を得ることができる。 この際、 後 述の実施例から明らかなように、 前記界面部における S i平均濃度が、 地鉄部鋼 組成の S i量の 2 . 0倍以上となるように S iを地鉄部から付与することで良好 な剥離性が得られるが、 当該 S i平均濃度が 2 . 0倍未満では顕著な効果は見ら れない。
ここで 「地鉄部の S i量 （本発明では、 単位を 「mass %」 とする） 」 は、 最初 の鋼 S i量 （スケール層形成前の S i量） とする。 スケール層中の S iは地鉄部 から移行するものであり、 理論的にはスケール層形成後の地鉄部 S i量は減少す るはずであるが、 スケール層は地鉄部に比して充分薄いので、 当該減少量は無視 できるからである。
また、 スケール層の界面部における 「S i濃化領域」 （地鉄部鋼組成の S i量 に対して 2. 0倍以上の S i濃度を有する部分をいう）が、面積率で 60%以上、 より好ましくは 80%以上占めるようにスケール層を形成することによって、 よ り良好なスケール剥離性が得られる。
次に、 本発明の鋼線材の工業的生産に適した製造方法について説明する。 上記スケール組織を得るには、 C : 1. lmass%以下， S i ： 0. 05〜0. 80 mass %を含有する鋼片を常法に従って加熱し、 ①終了温度 1000〜110 0°Cで熱間圧延を行なった後、 ②熱延線材を 50°〇/ 3未満の第1冷却速度にて 800〜950°Cの巻取開始温度まで冷却して巻き取り、 その後、 ③線材表面温 度 700°Cまでの冷却を酸素供給雰囲気 （酸素を供給できる雰囲気） 、 例えば大 気中にて 3 °CZ s以上、下記式（1)で規定される限界冷却速度以下の第 2冷却速度 にて冷却し、
第 2冷却速度の限界冷却速度 (°C/ s ) = 2 + 1 1 X 〔S i〕 一 8. 5 X 1 o g (D) … ）
(式中、 〔S i〕 は鋼中の S i量 (mass%), Dは線径 （mm) を示す。） さらに④ 700〜500°Cまで 2. 5 °CZs以下の第 3冷却速度で冷却する。 5 00°C以降の冷却は特に限定されず、 徐冷しても急冷してもよい。 その後は、 通 常、 そのまま 「線材」 とされて伸線処理を受けるが、 その前に別の熱処理等を行 なってもよい。
以下、 各製造条件を詳細に説明する。
スケールは熱間圧延終了以後に生成成長し、 S iは線材の地鉄部からスケール 中へ供給され、 主にスケール層の界面部に濃化する。 ここで、 熱間圧延の終了温 度が 100 Ot:を下回ると、 冷却開始後のスケールへの S iの濃化が遅延し、 所 期の S i濃化スケールを獲得することができない。 一方、 1 100°C超で圧延を 終了すると、 スケールへの S i濃化は促進するが、 スケール中の S i濃度が不均 一になり、 メカニカルデスケーリングによってスケールが剥離しない部分が生じ るようになる。 このため、 熱間圧延終了温度を 1000〜1 100°Cとする。 圧延終了後の第 1冷却速度、即ち、上記熱間圧延終了温度から 9 5 0〜8 0 0 °C の巻取り開始温度までの冷却速度は、 5 0 °C/ s未満とする必要がある。 5 0 °C Z s以上では、 スケールの核生成、 成長の時間的余裕を確保することが困難とな り、 その後の冷却条件を調整しても S i濃化が不十分となる。 冷却速度は生産性 を考慮すると 3 0。C/ s以上、 より好ましくは 3 5 °CZ s以上とすることが望ま しい。 また、 より剥離性の良好なスケール構造を確保するために、 スケール層の 界面部における S i濃化領域を 6 0 %以上とするには、 冷却速度は 4 5 °C/ s以 下とすることが好ましい。
巻き取り開始温度も、 第 1冷却速度の規定と同様にスケール核生成の初期の成 長を支配することから、 本発明では 9 5 0〜8 0 0 °Cとする。 9 5 0 °C超から卷 き取りを行なうと、 スケール中の S iの濃化ムラが生じ、 スケール剥離性を劣化 させる。 また 8 0 O t:より低い温度からの巻き取りでは、 スケール中の S i濃化 が不十分となり、 やはりスケール剥離性が劣化する。
巻き取り後、 スケールへの S i濃化を促し、 界面部において所定の S i濃度を 有するスケールを得るには、 卷取開始温度から 7 0 0 °Cまでの第 2冷却速度を、 圧延線径ゃ地鉄部の S i量にあわせて調整する必要がある。 具体的には、 3 °CZ s以上で且つ前記式（1)の限界冷却速度以下にする。 巻き取り開始直後から 7 0 0でまでの冷却速度を 3 °Cノ sより小さくすると、 スケール層が必要以上に分厚 くなり、 スケール剥離性は極めて良好になるものの、 メカニカルデスケーリング 工程に至る前にスケールが剥離してしまい、 線材コイルの保管、 搬送中に剥離部 分に錡が生じ易くなる。一方、 前記式（1)で定まる限界冷却速度を超えると、 スケ —ル中の S i濃化量が不足し、 所望のスケール剥離性を得ることができないよう になる。 なお、 前記限界冷却速度は、 後述の実施例のデータから求められたもの である。
また、 7 0 0 °C〜5 0 0 °Cにおける第 3冷却速度も重要であり、 2 . 5 / s 以下の冷却速度にすることによって、 S i濃化を促進することが可能となり、 所 期の剥離性の良好なスケールを得ることができる。
以下、 実施例を挙げて、 本発明をより具体的に説明するが、 本発明は斯かる実 施例によって限定的に解釈されるものではない。 実施例 A
表 1に記載した C量， S i量を有する炭素鋼を転炉で溶製し、 その鋼塊を分解 圧延してビレツト （155誦角） を作製し、 1150°C程度に加熱後、 熱間圧延 を行い、 1030°Cにて圧延を終了し、 同表に示すように種々の直径 D (匪） の 線材を得た。 圧延終了後、 引き続いて第 1冷却速度 40°CZsにて巻取開始温度 の 840°Cまで冷却した後、 巻き取りを開始し、 700°Cまでを種々の第 2冷却 速度にて冷却し、 さらに 700〜500°Cの間を第 3冷却速度 2. 5°C/sにて 冷却した。
得られた線材に付着したスケール層の界面部における S iの平均濃度を測定し た。 測定方法は先に説明したとおり、 前記溶解液にて線材の地鉄部を溶解し、 ス ケール層からなるスケール殻を分離し、 スケール殻の内面 （地鉄部との界面側の 表面） に EPMAライン分析を実施した。 測定ラインは円周方向とした。 測定条 件は加速電圧 15 kV、 照射電流 1 X 10—8 Aとし、 走査距離 40 /mの間を測 定間隔 10 Onmで 400点測定し、 測定点 400での S i平均濃度をスケール 層の界面部の S i平均濃度として求めた。 なお、 （スケール層界面部における S i平均濃度） / (地鉄部の鋼の S i量） を S i平均濃度指数と呼ぶ。
上記線材を用いて、 メカニカルデスケーリング性を調べた。 線材を長さ 250 mmに切断した後に、 これをチャック間距離 20 Ommとしてクロスへッドに取 り付け、 これに 4%の引っ張り歪を与えた後、 チャックから取り外した。 この試 験片に圧縮空気を吹き付けて線材表面のスケールを吹き飛ばし、 20 Omm長さ に切断して重量 （wl) を測定した後、 これを塩酸中に浸漬して線材表面に付着 しているスケールを完全に除去して、 再び重量 （w2) を測定した。 これらの測 定値から下記式により残留スケール率を求めた。 これらの測定値を表 1に併せて 示す。 なお、 同番号の発明例と比較例とは鋼成分が同じものである。
残留スケール率 （％) = (w l -w2) /w2 X 100 0301148
Figure imgf000012_0001
表 1を基に S i濃度指数と残留スケール率との関係を整理したグラフを図 1に 示す。 図 1より、 発明例と比較例とは S i濃度指数が 2. 0にて残留スケール率 のレベルが明瞭に異なり、 2. 0以上で良好なスケール剥離性が得られることが わかる。
一方、 良好なスケール剥離性が得られる線材を得るために必要とされる、 巻き 取り開始から 70 Ot:までの第 2冷却速度 V 3/ s) の限界 （上限） を調べる ため、 発明例、 比較例の各試料について、 地鉄部の 〔S i〕 と （V+8. 5 * 1 o g(D))との関係を整理したグラフを図 2に示す。前記〔S i〕の単位は mass% Dの単位は腿である。 図 2より、発明例と比較例とは図中の直線を境として 2分されることがわかる。 この直線は下記式（1)にて示される。 なお、 表 1には、 式（1)にて算出した第 2冷 却速度の限界 （上限） 値も併記した。
V+8. 5 * 10 g (D) = 11 X 〔S i〕 +22 -(1)
実施例 B
実施例 Aと同様、 種々の C量， S i量の鋼を用いて熱間圧延を行い、 地鉄部に スケール層が形成された線材を製造した。 熱間圧延終了温度、 熱延後の冷却条件 を表 2に併せて示す。
得られた線材に対して、 実施例 Aと同様にして、 スケール層の界面部の S i平 均濃度、 S i平均濃度指数、 スケール残留率を求めた。 さらに、 地鉄部の鋼の S i量に対して、 （ライン分析による測定点 S i濃度） Z (地鉄部 S i量） が 2. 0以上の測定点の面積割合をスケール層の界面部における S i濃化領域の面積割 合 ( ) として求めた。 これらの結果を表 2に併せて示す。
表 2
Figure imgf000014_0001
表 2より、 比較例ではスケール残留率が 0. 1%程度であるが、 S i平均濃度 指数が 2. 0以上の発明例ではスケール残留率が 0. 03%程度以下とスケール の残留が著しく抑制されており、 スケール剥離性に優れるスケール層が形成され た線材であることがわかる。 特に、 S i濃化領域が 60%以上のものではスケ一 ル剥離性がより一層良好である。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 鋼線材のスケール層の界面部における S i濃度を地鉄部の S i量に比して 2 . 0倍以上濃化させるので、 メカニカルデスケ一リング工程前に は適度のスケール密着性を有しつつ、 メカニカルデスケーリング工程においてス ケール層がほとんど残留することなく剥離され、 スケール厚さやスケールの組成 に依存しない、 良好なスケール剥離性を有する鋼線材を提供することができる。 また、 本発明の製造方法によれば、 前記鋼線材を容易に工業的製造するこ'とがで きる。

Claims

請求の範囲
1. メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材であって、 Cを 1. lmass% 以下， 3 1を0. 05〜0. 80mass%含有する鋼よりなる地鉄部；および該地 鉄部の表面に付着したスケール層を有し、 該スケールの該地鉄部との界面部にお ける S i平均濃度が、 地鉄部の S i量の 2. 0倍以上であることを特徴とする鋼 線材。
2. 請求項 1に記載の鋼線材であって、 前記スケール層の界面部における S i 濃度が地鉄部の S i量の 2. 0倍以上である S i濃化領域が、 60面積％以上で ある鋼線材。
3. 請求項 1に記載の鋼線材であって、前記地鉄部の S i含有量が 0. lmass% 以上である鋼線材。
4. 請求項 1に記載の鋼線材であって、前記地鉄部の S i含有量が 0. 6mass% 以下である鋼線材。
5. メカニカルデスケ一リング性に優れた鋼線材であって、 Cを 1. lmass% 以下， 3 1を0. 05〜0. 80 mass %含有し、 残部は F eおよび不可避的不純 物からなる地鉄部；および該地鉄部の表面に付着したスケール層を有し、 該スケ 一ルの該地鉄部との界面部における S i平均濃度が、 地鉄部の S i量の 2. 0{ 'τ 以上であることを特徴とする鋼線材。
6. 請求項 5に記載の鋼線材であって、 Μη： 0. 01〜2. 0iass%, C r : 0〜2. 0mass%, Mo ： 0〜0. 6mass%, C u ： 0〜2. 0mass%, N i ： 0〜4. 0mass%, T i : 0〜0. lmass%， A 1 : 0. 001〜0. 10mass%， N : 0〜0. 03mass%， V : 0〜0. 40mass%, Nb : 0〜0. 15mass%, および B ： 0-0. 005mass%からなる群より選択される 1種以上を更に含有 する鋼線材。
7. 請求項 5に記載の鋼線材であって、 前記スケール層の界面部における S i 濃度が地鉄部の S i量の 2. 0倍以上である S i濃化領域が、 60面積％以上で ある鋼線材。
8. 請求項 5に記載の鋼線材であって、前記地鉄部の S i含有量が 0. lmass% 以上である鋼線材。
9. 請求項 5に記載の鋼線材であって、前記地鉄部の S i含有量が 0. 6mass% 以下である鋼線材。
10. メカニカルデスケ一リング性に優れた鋼線材であって、
C： 1. lmass%以下， S i : 0. 05〜0. 80mass%を含有する鋼を、 1000〜1100°Cの圧延終了温度にて熱間圧延し、
該熱間圧延工程終了後、 50 ノ s未満の第 1冷却速度にて 950〜800°C の卷取開始温度まで冷却し、
該巻取開始温度から 700°Cまでを酸素供給雰囲気中にて 3°CZs以上で且つ 下記式（1)により定まる限界冷却速度以下の第 2冷却速度にて冷却し、
限界冷却速度 （°CZs) =22 + 11 X 〔S i〕 — 8. 5 X log(D) - (1) (式中、 〔S i〕 は鋼中の S i量 (mass%), Dは線径 （mm) を示す。） 更に、 700°Cから 500°Cまでを 2. 5 °CZs以下の第 3冷却速度にて冷却 することによって製造されることを特徴とする鋼線材。
11. 請求項 10に記載の鋼線材であって、 前記第 1冷却速度が 45°CZs以 下である鋼線材。
12. メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材の製造方法であって、
C ： 1. lmass%以下， S i : 0. 05〜0. 80mass%を含有する鋼を、 1000〜110 o°cの圧延終了温度にて熱間圧延する工程、 該熱間圧延工程終了後、 50 °CZ s未満の第 1冷却速度にて 950〜800^ の巻取開始温度まで冷却する工程、
該卷取開始温度から 700°Cまでを酸素供給雰囲気中にて 3°CZs以上で且つ 下記式（1 )により定まる限界冷却速度以下の第 2冷却速度にて冷却する工程、 限界冷却速度 C/s) = 22 + 11 X 〔S i〕 一 8. 5 Xlog(D)-(l) (式中、 〔S i〕 は鋼中の S i量 （mass%)， Dは線径 （mm) を示す。） 更に、 700°Cから 500°Cまでを 2. 5 °C/s以下の第 3冷却速度にて冷却 する工程、
を含むことを特徴とする鋼線材の製造方法。
13. 請求項 12に記載の鋼線材の製造方法であって、 前記第 1冷却速度が 4 5 °CZ s以下である鋼線材の製造方法。
PCT/JP2003/001148 2002-02-06 2003-02-05 Fil d'acier possedant une excellente caracteristique de decalaminage en decalaminage mecanique et son procede de production Ceased WO2003066923A1 (fr)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BRPI0303066-0A BR0303066B1 (pt) 2002-02-06 2003-02-05 Fio-máquina de aço com excelente descascabilidade mecânica e método de fabricação do mesmo
DE60316256T DE60316256T2 (de) 2002-02-06 2003-02-05 Stahldrahtstab ausgezeichnet in mechanischer Entzunderungsfähigkeit und Herstellungsverfahren dafür
AU2003207212A AU2003207212A1 (en) 2002-02-06 2003-02-05 Steel wire excellent in descalability in mecanical descaling and method for production thereof
US10/473,131 US7037387B2 (en) 2002-02-06 2003-02-05 Steel wire excellent in descalability in mechanical descaling and method for production thereof
EP03703170A EP1473375B1 (en) 2002-02-06 2003-02-05 Steel wire excellent in descalability in mecanical descaling and method for production thereof
KR1020037012188A KR100544162B1 (ko) 2002-02-06 2003-02-05 기계적 스케일 박리성이 우수한 강선재 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002029156A JP4248790B2 (ja) 2002-02-06 2002-02-06 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
JP2002-29156 2002-02-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2003066923A1 true WO2003066923A1 (fr) 2003-08-14

Family

ID=27677880

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2003/001148 Ceased WO2003066923A1 (fr) 2002-02-06 2003-02-05 Fil d'acier possedant une excellente caracteristique de decalaminage en decalaminage mecanique et son procede de production

Country Status (10)

Country Link
US (1) US7037387B2 (ja)
EP (1) EP1473375B1 (ja)
JP (1) JP4248790B2 (ja)
KR (1) KR100544162B1 (ja)
CN (1) CN1225567C (ja)
AT (1) ATE373114T1 (ja)
AU (1) AU2003207212A1 (ja)
BR (1) BR0303066B1 (ja)
DE (1) DE60316256T2 (ja)
WO (1) WO2003066923A1 (ja)

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP4088220B2 (ja) * 2002-09-26 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 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
JP3983218B2 (ja) * 2003-10-23 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法
JP2005206853A (ja) 2004-01-20 2005-08-04 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法
EP1674588B1 (en) * 2004-12-22 2010-02-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High carbon steel wire material having excellent wire drawability and manufacturing process thereof
JP4476846B2 (ja) * 2005-03-03 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
JP4369415B2 (ja) * 2005-11-18 2009-11-18 株式会社神戸製鋼所 酸洗い性に優れたばね用鋼線材
KR100742821B1 (ko) * 2005-12-27 2007-07-25 주식회사 포스코 스케일 박리성이 우수한 열처리 생략형 타이어코드 선재 및그 제조방법
JP4027956B2 (ja) * 2006-01-23 2007-12-26 株式会社神戸製鋼所 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法
JP5070931B2 (ja) * 2006-05-31 2012-11-14 住友金属工業株式会社 圧延線材及びその製造方法
JP2007327084A (ja) * 2006-06-06 2007-12-20 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP2008069409A (ja) * 2006-09-14 2008-03-27 Bridgestone Corp 高強度高炭素鋼線およびその製造方法
JP5241178B2 (ja) * 2007-09-05 2013-07-17 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP5121360B2 (ja) * 2007-09-10 2013-01-16 株式会社神戸製鋼所 耐脱炭性および伸線加工性に優れたばね用鋼線材およびその製造方法
JP5297849B2 (ja) * 2009-03-23 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 伸線性に優れた高炭素鋼線材の製造方法
JP4958998B1 (ja) * 2010-12-27 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 鋼線材及びその製造方法
DE102011009443B3 (de) * 2011-01-26 2012-03-29 Daimler Ag Drahtförmiger Spritzwerkstoff
CN102601129B (zh) * 2012-03-01 2014-01-29 首钢总公司 一种低碳冷镦钢热轧盘条表面氧化铁皮的控制方法
CN102851624B (zh) * 2012-09-29 2014-09-24 莱芜钢铁集团有限公司 超高强度热轧树脂锚杆钢筋及其生产方法
KR101490579B1 (ko) * 2013-02-06 2015-02-05 주식회사 포스코 스케일 박리성이 우수한 용접봉용 선재 및 그 제조방법
JP6053031B2 (ja) * 2013-11-29 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 圧延スケールままでの皮削り性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法
JP7445116B2 (ja) * 2019-12-18 2024-03-07 日本製鉄株式会社 厚鋼板
KR102424956B1 (ko) * 2020-11-27 2022-07-25 주식회사 포스코 소입성 및 연화저항성이 향상된 저탄소 보론강 선재 및 그 제조방법
KR20240097400A (ko) * 2022-12-20 2024-06-27 주식회사 포스코 강섬유용 선재, 콘크리트 보강용 강섬유 및 이들의 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07204726A (ja) * 1994-01-20 1995-08-08 Nippon Steel Corp メカニカルデスケーリング性に優れた線材
JPH08295991A (ja) * 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JPH08295993A (ja) * 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JPH108203A (ja) * 1996-06-24 1998-01-13 Nippon Steel Corp デスケーリング性と伸線性の優れた線材
JPH10147844A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp 鋼線用線材
JPH10204582A (ja) * 1997-01-17 1998-08-04 Nippon Steel Corp 鋼線用線材
JPH11172332A (ja) * 1997-12-15 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素鋼線材

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4375378A (en) * 1979-12-07 1983-03-01 Nippon Steel Corporation Process for producing spheroidized wire rod
US4648914A (en) * 1984-10-19 1987-03-10 The Boc Group, Inc. Process for annealing ferrous wire
US5211772A (en) * 1990-12-28 1993-05-18 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Wire rod for high strength and high toughness fine steel wire, high strength and high toughness fine steel wire, twisted products using the fine steel wires, and manufacture of the fine steel wire
US5662747A (en) * 1993-04-06 1997-09-02 Nippon Steel Corporation Bainite wire rod and wire for drawing and methods of producing the same
WO1994028189A1 (en) * 1993-05-25 1994-12-08 Nippon Steel Corporation High-carbon steel rod wire or steel wire excellent in workability in wire drawing and process for producing the same
JP3434080B2 (ja) 1995-04-21 2003-08-04 新日本製鐵株式会社 デスケーリング用線材
US5776267A (en) 1995-10-27 1998-07-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Spring steel with excellent resistance to hydrogen embrittlement and fatigue
US6264759B1 (en) * 1998-10-16 2001-07-24 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Wire rods with superior drawability and manufacturing method therefor
JP3435112B2 (ja) 1999-04-06 2003-08-11 株式会社神戸製鋼所 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法
JP3737354B2 (ja) 2000-11-06 2006-01-18 株式会社神戸製鋼所 捻回特性に優れた伸線加工用線材およびその製造方法
US6783609B2 (en) 2001-06-28 2004-08-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-carbon steel wire rod with superior drawability and method for production thereof
JP3954338B2 (ja) 2001-09-10 2007-08-08 株式会社神戸製鋼所 耐ひずみ時効脆化特性および耐縦割れ性に優れる高強度鋼線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

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07204726A (ja) * 1994-01-20 1995-08-08 Nippon Steel Corp メカニカルデスケーリング性に優れた線材
JPH08295991A (ja) * 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JPH08295993A (ja) * 1995-04-21 1996-11-12 Nippon Steel Corp デスケーリング用線材
JPH108203A (ja) * 1996-06-24 1998-01-13 Nippon Steel Corp デスケーリング性と伸線性の優れた線材
JPH10147844A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp 鋼線用線材
JPH10204582A (ja) * 1997-01-17 1998-08-04 Nippon Steel Corp 鋼線用線材
JPH11172332A (ja) * 1997-12-15 1999-06-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高炭素鋼線材

Also Published As

Publication number Publication date
DE60316256T2 (de) 2008-06-12
CN1225567C (zh) 2005-11-02
KR20030082997A (ko) 2003-10-23
ATE373114T1 (de) 2007-09-15
EP1473375A4 (en) 2005-06-15
EP1473375A1 (en) 2004-11-03
KR100544162B1 (ko) 2006-01-23
BR0303066A (pt) 2004-03-09
AU2003207212A1 (en) 2003-09-02
US7037387B2 (en) 2006-05-02
JP2003226937A (ja) 2003-08-15
JP4248790B2 (ja) 2009-04-02
BR0303066B1 (pt) 2014-11-11
CN1498283A (zh) 2004-05-19
EP1473375B1 (en) 2007-09-12
DE60316256D1 (de) 2007-10-25
US20040129354A1 (en) 2004-07-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2003066923A1 (fr) Fil d'acier possedant une excellente caracteristique de decalaminage en decalaminage mecanique et son procede de production
KR101103233B1 (ko) 강선재
KR101330375B1 (ko) 강 선재 및 그 제조 방법
JP4980471B1 (ja) 鋼線材及びその製造方法
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
JP5560578B2 (ja) 加工性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法
US20100236667A1 (en) Method for production of steel product with outstanding descalability; and steel wire with outstanding descalability
JP2010235995A (ja) 加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP4369416B2 (ja) 酸洗い性に優れたばね用鋼線材
JP2007138259A (ja) 酸洗い性に優れたばね用鋼線材
JP5084206B2 (ja) 伸線性に優れた鋼線材の製造方法
JP4836121B2 (ja) 伸線性に優れた高炭素鋼線材の製造方法
JP4971719B2 (ja) メカニカルデスケーリング用鋼線材
JP2008057008A (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
JP2001342542A (ja) ほうろう用冷延鋼板および製造方法
JPH06322442A (ja) メカニカルデスケーリング性に優れた高炭素鋼線材の製法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NO NZ OM PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GH GM KE LS MW MZ SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PT SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020037012188

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 038000938

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10473131

Country of ref document: US

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2003703170

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2003703170

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2003703170

Country of ref document: EP