JPS583928A - 鋼線材の製造方法 - Google Patents
鋼線材の製造方法Info
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- JPS583928A JPS583928A JP10124381A JP10124381A JPS583928A JP S583928 A JPS583928 A JP S583928A JP 10124381 A JP10124381 A JP 10124381A JP 10124381 A JP10124381 A JP 10124381A JP S583928 A JPS583928 A JP S583928A
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- steel wire
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- wire rod
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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- Manufacturing & Machinery (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、伸線時における耐折損性に優れた鋼線材の
製造方法に関する。
製造方法に関する。
鋼線材には、低炭素鋼線材から中・高炭素鋼線材、さら
には合金鋼線材に至るまで数多くのものがあるが、これ
らの鋼線材は、多くの場合、鋼塊ま友は鋼片を熱間圧延
した後球状化焼なましを行なうことにより製造される。
には合金鋼線材に至るまで数多くのものがあるが、これ
らの鋼線材は、多くの場合、鋼塊ま友は鋼片を熱間圧延
した後球状化焼なましを行なうことにより製造される。
そして、この鋼線材を線引加工により伸線して鋼線とす
るのが普通である。ところが、上記伸線工程において、
線材の運搬中などにおいて生じた微少な表面疵を起点と
して折損を生ずることがあり、このような折損の発生は
伸線工程での能率を著しく低下させるものとなっていた
。そこで、従来、上記表面疵に対する改善手段として、
表面疵を渦流探傷法などによって検査したり、異面溶剤
や表面皮むきなどによって表面疵を除去したりするなど
の対策が施されることが多いが、微少な表面疵について
は完全に除去することは困難である。また、このような
対策を施した場合には、表面疵を発見した際に伸線作業
を一時的に中断したり、表面溶剤によって歩留りが低下
したりするなど、鋼線製造コストが上昇するという問題
を有していた。そのため、表面疵の程度が同じであって
も伸線時に折損を生じがたい鋼線材の開発も望まれてい
たが、従来よりこの種の問題に対する研究はあまり行な
われておらず、表面疵の存在下で伸線時の折損発生を低
減する方法はあまり提案されていない。
るのが普通である。ところが、上記伸線工程において、
線材の運搬中などにおいて生じた微少な表面疵を起点と
して折損を生ずることがあり、このような折損の発生は
伸線工程での能率を著しく低下させるものとなっていた
。そこで、従来、上記表面疵に対する改善手段として、
表面疵を渦流探傷法などによって検査したり、異面溶剤
や表面皮むきなどによって表面疵を除去したりするなど
の対策が施されることが多いが、微少な表面疵について
は完全に除去することは困難である。また、このような
対策を施した場合には、表面疵を発見した際に伸線作業
を一時的に中断したり、表面溶剤によって歩留りが低下
したりするなど、鋼線製造コストが上昇するという問題
を有していた。そのため、表面疵の程度が同じであって
も伸線時に折損を生じがたい鋼線材の開発も望まれてい
たが、従来よりこの種の問題に対する研究はあまり行な
われておらず、表面疵の存在下で伸線時の折損発生を低
減する方法はあまり提案されていない。
そこで、本発明者らは、鋼線材の靭性を高めることによ
って伸線時の折損発生を低減することに着目して種々の
実験研究を積み重ねた結果、この種の鋼線材の靭性は、
第１図および第２図に示すようなプレスノツチ曲げ試験
による破断たわみを測定することによって評価できるこ
とを確認し、破断たわみのより大きな鋼線材を開発する
ことを目的としてさらに実験を積み重ね、この発明を完
成するに至った。なお、第１図および第２図において、
１は試験片、２は押圧具、６は支え、４は試験片１に形
成した切欠部である。
って伸線時の折損発生を低減することに着目して種々の
実験研究を積み重ねた結果、この種の鋼線材の靭性は、
第１図および第２図に示すようなプレスノツチ曲げ試験
による破断たわみを測定することによって評価できるこ
とを確認し、破断たわみのより大きな鋼線材を開発する
ことを目的としてさらに実験を積み重ね、この発明を完
成するに至った。なお、第１図および第２図において、
１は試験片、２は押圧具、６は支え、４は試験片１に形
成した切欠部である。
この発明は、上述した従来の問題点に着目してなされた
もので、上記の如く、破断たわみのより大きな鋼線材を
開発し、この鋼線材を伸線して鋼線とする伸線工程での
折損発生を低減できる↓うにすることを目的としている
。
もので、上記の如く、破断たわみのより大きな鋼線材を
開発し、この鋼線材を伸線して鋼線とする伸線工程での
折損発生を低減できる↓うにすることを目的としている
。
この発明は、Ｃ：０．４〜１．５重量％、８ｉ：Ｏ０１
〜０．４重量％、Ｍｎ ： ０．１〜１．５重量％を基
本組成とし、さらに必要に応じて適宜の合金成分を含む
鋼を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際し、前
記鋼を９００℃以上１０００℃以下の比較的低い温度に
加熱した後圧延を開始し、次いで圧延材のＡｒ３変態点
以上９００℃以下の比較的低い温度の範囲内にあるとき
に最終ロールを通過するように圧延温度を制御（，７て
仕上圧延を行ない、その後通常の方法で球状死焼なまし
を行なうようにしたことを特徴としている。
〜０．４重量％、Ｍｎ ： ０．１〜１．５重量％を基
本組成とし、さらに必要に応じて適宜の合金成分を含む
鋼を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際し、前
記鋼を９００℃以上１０００℃以下の比較的低い温度に
加熱した後圧延を開始し、次いで圧延材のＡｒ３変態点
以上９００℃以下の比較的低い温度の範囲内にあるとき
に最終ロールを通過するように圧延温度を制御（，７て
仕上圧延を行ない、その後通常の方法で球状死焼なまし
を行なうようにしたことを特徴としている。
この発明に係る鋼線材は、Ｃ：０．４〜１．５重量％、
Ｓｉ ： ０．１〜０．４重量％、Ｍｎ ： ０．１〜
１．５重量％を基本組成とし、さらに必要に応じて適宜
の合金元素を添加含有するものであり、たとえば普通炭
素鋼線材（硬鋼線材、ばね鋼線材、冷間圧造用炭素鋼線
材等を含む）や、合金鋼線材（ばね鋼線材、耐熱鋼線材
、鉄クロム電熱線材等を含む）々どがある。
Ｓｉ ： ０．１〜０．４重量％、Ｍｎ ： ０．１〜
１．５重量％を基本組成とし、さらに必要に応じて適宜
の合金元素を添加含有するものであり、たとえば普通炭
素鋼線材（硬鋼線材、ばね鋼線材、冷間圧造用炭素鋼線
材等を含む）や、合金鋼線材（ばね鋼線材、耐熱鋼線材
、鉄クロム電熱線材等を含む）々どがある。
上記化学成分のうち、Ｃけその含有量が帆４重ｔｅｌ）
未満では鋼線としての必要な強度が期待できず、また、
■。５重１％を越えると網状セメンタイトが多く生成し
て靭性を著しく損うため、０．４〜１．５重量％とした
。
未満では鋼線としての必要な強度が期待できず、また、
■。５重１％を越えると網状セメンタイトが多く生成し
て靭性を著しく損うため、０．４〜１．５重量％とした
。
また、Ｓｌは製鋼作業において脱酸を十分に行なって欠
陥のない鋼を得るためには０．１重量％以上含有させる
ととが必要である。しかし、０．４重量％を越えても脱
酸効果は飽和状態となるので、脱酸を目的とするための
Ｓｉ含有量は、鋼の基本成分として、０．１〜０．４重
量％とした。
陥のない鋼を得るためには０．１重量％以上含有させる
ととが必要である。しかし、０．４重量％を越えても脱
酸効果は飽和状態となるので、脱酸を目的とするための
Ｓｉ含有量は、鋼の基本成分として、０．１〜０．４重
量％とした。
廁は鋼の焼入性を向上させ、強度ならびに靭性を向上さ
せるのに有効な元素であるが、０．１重量％未満ではそ
の効果が得られない。また、１．５重量％を越えると造
塊時の偏析によって強度にむらを生ずるおそれがあるの
で、鋼の基本成分として０．１〜１．５重量％とした。
せるのに有効な元素であるが、０．１重量％未満ではそ
の効果が得られない。また、１．５重量％を越えると造
塊時の偏析によって強度にむらを生ずるおそれがあるの
で、鋼の基本成分として０．１〜１．５重量％とした。
上記基本成分のほか、必要に応じて、Ｓ’１ＣｕＩＮｉ
、 Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 ＣＯ、ｋｌ 、
Ｖ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉ 。
、 Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｗ 、 ＣＯ、ｋｌ 、
Ｖ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉ 。
Ｚｒ 、 Ｂ等の１種または２種以上を含有させること
もできる。
もできる。
これらのうち、Ｓｉは鋼の焼もどし軟化抵抗性および耐
へたり性を増加させるために有効な元素であり、とくに
ばね鋼線材の場合には脱酸に必要な量を越えて含有させ
ることが望ましい。しかし、含有量が多すぎると著しく
脆くなるので、その上限を３重量％とするのが良い。
へたり性を増加させるために有効な元素であり、とくに
ばね鋼線材の場合には脱酸に必要な量を越えて含有させ
ることが望ましい。しかし、含有量が多すぎると著しく
脆くなるので、その上限を３重量％とするのが良い。
Ｃｕは適量含有されている場合に析出硬化によって鋼の
強度を増すが、多すぎると熱間加工性を著しく害するの
で、その上限を００５重量％とするのが良い。
強度を増すが、多すぎると熱間加工性を著しく害するの
で、その上限を００５重量％とするのが良い。
Ｎｉは鋼の靭性向上に役立つ元素であるが、多すぎると
オーステナイトが安定となり、耐力の不足をきたすので
、その上限を３重量％とするのが良い。
オーステナイトが安定となり、耐力の不足をきたすので
、その上限を３重量％とするのが良い。
Ｃｒは鋼の焼入性および強度を高めるのに有効な元素で
あるが、多すぎると鋼を脆化させ、熱間加工性を悪化す
るので、その上限を２重量％とするのが良い。
あるが、多すぎると鋼を脆化させ、熱間加工性を悪化す
るので、その上限を２重量％とするのが良い。
ＭＯは鋼の焼入性と強度を高めるのに有効な元素である
が、その効果は１．５重量％を越えると飽和状態となり
、それ以上含有させるとかえって鋼の熱間加工性を害す
るので、その上限を１．５重量％とするのが良い。
が、その効果は１．５重量％を越えると飽和状態となり
、それ以上含有させるとかえって鋼の熱間加工性を害す
るので、その上限を１．５重量％とするのが良い。
Ｗは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、多すぎ
るとかえって熱間加工性を害するので、その上限を１．
５重量％とするのが良い。
るとかえって熱間加工性を害するので、その上限を１．
５重量％とするのが良い。
Ｃｏは鋼の焼もどし軟化抵抗性を増大するのに有効な元
素であるが、２重量％を越えるとその効果は飽和状態と
なるので、その上限を２重量％とするのが良い。
素であるが、２重量％を越えるとその効果は飽和状態と
なるので、その上限を２重量％とするのが良い。
さらに、ｋｔおよびＶ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉ 、 ’Ｚ
、ｒは、圧延過程において結晶粒を微細化し、Ａｒ、変
態で生成するパーライトが微細化することにより、圧延
後の球状化焼なましにおいて球状化を促進するのに有効
な元素である。しかし、Ａｔ含有量が多すぎると、鋼中
のＡ、／、Ｎが核となって圧延後の球状化焼鈍で黒鉛化
が起りやすくなるので、その上限を０．０３重量％とす
るのが良い。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｌ。
、ｒは、圧延過程において結晶粒を微細化し、Ａｒ、変
態で生成するパーライトが微細化することにより、圧延
後の球状化焼なましにおいて球状化を促進するのに有効
な元素である。しかし、Ａｔ含有量が多すぎると、鋼中
のＡ、／、Ｎが核となって圧延後の球状化焼鈍で黒鉛化
が起りやすくなるので、その上限を０．０３重量％とす
るのが良い。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｌ。
Ｚｒを含有させる場合には上記した効果が飽和する範囲
内で含有させるのが良く、シたがって、ＶＩＮｂ 、
Ｔｉ 、 Ｚｒの上限を各々０．１重量％以下とし、Ｖ
＋ Ｎｂ ＋ Ｔｌ ＋ Ｚｒ （０，３重量％と規
制すルノカ良い。
内で含有させるのが良く、シたがって、ＶＩＮｂ 、
Ｔｉ 、 Ｚｒの上限を各々０．１重量％以下とし、Ｖ
＋ Ｎｂ ＋ Ｔｌ ＋ Ｚｒ （０，３重量％と規
制すルノカ良い。
次に、上記基本組成および必要に応じて適宜の添加元素
を含む鋼を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際
しては、前記鋼を９００℃以上１０００℃以下の温度に
加熱した後圧延を開始し、圧延材のＡｒ、変態点以−ヒ
９００℃以下の温度で仕上圧延を行ない、その後球状化
節がましを行なう。
を含む鋼を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際
しては、前記鋼を９００℃以上１０００℃以下の温度に
加熱した後圧延を開始し、圧延材のＡｒ、変態点以−ヒ
９００℃以下の温度で仕上圧延を行ない、その後球状化
節がましを行なう。
ここで、上記鋼を９００℃以上１０００℃以下の比較的
低い温度に加熱した後圧延を開始するのは、圧延開始前
における鋼の加熱温度を低くして結晶粒の成長をできる
だけおさえるようにするためである。また、その後実施
する圧延において、圧延の最終ロールを通過するときの
仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上９００℃以下の温度と
するのは、組織の微細化効果をより高めうるようにする
ためである。すなわち、仕上圧延温度が９００℃を越え
ると組織の微細化効果が薄れ、その後の球状化焼なまし
において球状化が進みにくくなるので、仕上圧延温度の
上限を９００℃とする。一方、仕」二圧延温変がＡｒ、
変態点よりも低いと変形抵抗が大きくがるので、Ａｒ３
変態点以上とする。
低い温度に加熱した後圧延を開始するのは、圧延開始前
における鋼の加熱温度を低くして結晶粒の成長をできる
だけおさえるようにするためである。また、その後実施
する圧延において、圧延の最終ロールを通過するときの
仕上圧延温度をＡｒ３変態点以上９００℃以下の温度と
するのは、組織の微細化効果をより高めうるようにする
ためである。すなわち、仕上圧延温度が９００℃を越え
ると組織の微細化効果が薄れ、その後の球状化焼なまし
において球状化が進みにくくなるので、仕上圧延温度の
上限を９００℃とする。一方、仕」二圧延温変がＡｒ、
変態点よりも低いと変形抵抗が大きくがるので、Ａｒ３
変態点以上とする。
なお、上記仕上圧延において、圧延材が最終ロールを通
過した後の冷却速度を調整し、鋼線材の温度が室温に達
した後の金属組織が、フェライト＋パーライトの面積総
和が９０多以下となるようにすれば、その後の球状化焼
なましを行なった鋼線材の靭性をさらに改善することが
できるので、より望ましいといえる。
過した後の冷却速度を調整し、鋼線材の温度が室温に達
した後の金属組織が、フェライト＋パーライトの面積総
和が９０多以下となるようにすれば、その後の球状化焼
なましを行なった鋼線材の靭性をさらに改善することが
できるので、より望ましいといえる。
実施例 １
表１に示す化学成分の鋼を高周波誘導炉によって溶製し
たのち造塊し、これらの鋼塊を同じく表１に示す加熱温
度に加熱した後線材圧延を開始し、圧延材が最終ロール
を通過するときの仕上圧延温度を同じく表１に示す温度
に調整し、その後空冷して直径１３ｍ＋ｌ＋の線素材を
得た。つづいて、、７５０℃Ｘ ６ ｈｒの条件で球状
化焼なましを行なって鋼線材を製造した。次いで、各鋼
線材から第１図および第２図に示す試験片１を切り出し
た。このときの試験片１の寸法は直径ＣＤ）が７叫、長
さ１００＋ｎ＋ｎであり、切欠き部４のθ＝６０°、■
＝：０．２謹、Ｒ＝ ０．０２聾であって、Ｌ−８０閣
に定めて抑圧具２によるブレスノツチ曲げ試験を行なつ
た。この結果を同じく表１に示す。
たのち造塊し、これらの鋼塊を同じく表１に示す加熱温
度に加熱した後線材圧延を開始し、圧延材が最終ロール
を通過するときの仕上圧延温度を同じく表１に示す温度
に調整し、その後空冷して直径１３ｍ＋ｌ＋の線素材を
得た。つづいて、、７５０℃Ｘ ６ ｈｒの条件で球状
化焼なましを行なって鋼線材を製造した。次いで、各鋼
線材から第１図および第２図に示す試験片１を切り出し
た。このときの試験片１の寸法は直径ＣＤ）が７叫、長
さ１００＋ｎ＋ｎであり、切欠き部４のθ＝６０°、■
＝：０．２謹、Ｒ＝ ０．０２聾であって、Ｌ−８０閣
に定めて抑圧具２によるブレスノツチ曲げ試験を行なつ
た。この結果を同じく表１に示す。
表１に示すように、加熱温１１ｔおよび仕上圧延温度が
いずれも高い供試材ＡＩの線材では、組織の微細化が十
分で彦＜、破断たわみ量が小さいという結果となった。
いずれも高い供試材ＡＩの線材では、組織の微細化が十
分で彦＜、破断たわみ量が小さいという結果となった。
これに対して、加熱温度を９００〜１０００℃と比較的
低くシ、かつ仕上圧延温度もＡｒ３変態点（表１に示す
供試材のＡｒ３変態点は約７２０℃）以上９００℃以下
と比較的低くした供試材Ａ２〜７０線材ではいずれも破
断たわみ量が多くなっており、仕上圧延温度を低くした
ものほど組織の微細化効果が大きく、その後の球状化が
良好に促進されて破断たわみ葉が多くなっている。また
、ＮｂおよびＶを含むものでは組織の微細化が良好で破
断たわみ歌がより多くなっている。
低くシ、かつ仕上圧延温度もＡｒ３変態点（表１に示す
供試材のＡｒ３変態点は約７２０℃）以上９００℃以下
と比較的低くした供試材Ａ２〜７０線材ではいずれも破
断たわみ量が多くなっており、仕上圧延温度を低くした
ものほど組織の微細化効果が大きく、その後の球状化が
良好に促進されて破断たわみ葉が多くなっている。また
、ＮｂおよびＶを含むものでは組織の微細化が良好で破
断たわみ歌がより多くなっている。
実施例 ２
表２に示す化学成分の鋼を実施例１の場合と同様に溶製
・造塊し、各鋼塊を同じく表２に示す加熱温度に加熱し
た後圧延を開始し、仕上圧延温度を同じく表２に示す温
ｇｖｃ調整して最終ロールを通過させたのち空冷し、直
径１０■の線素材を製造した。次いで、各線素材に対し
７５０℃Ｘ（３ｈｒの条件で球状死焼なましを行なって
線材を製造し、実施例１と同様に試験片１を作成してプ
レスノツチ曲げ試験を行なった。この結果を同じく表２
に示す。なお、表２に示す供試材のＡｒ３変態点は約７
２９℃である。
・造塊し、各鋼塊を同じく表２に示す加熱温度に加熱し
た後圧延を開始し、仕上圧延温度を同じく表２に示す温
ｇｖｃ調整して最終ロールを通過させたのち空冷し、直
径１０■の線素材を製造した。次いで、各線素材に対し
７５０℃Ｘ（３ｈｒの条件で球状死焼なましを行なって
線材を製造し、実施例１と同様に試験片１を作成してプ
レスノツチ曲げ試験を行なった。この結果を同じく表２
に示す。なお、表２に示す供試材のＡｒ３変態点は約７
２９℃である。
表２に示すように、加熱温度および仕上圧延温度がいず
れも高い供試材Ａ８の線材では、組織の像細化が十分で
なく、破断たわみ量が小さいという結果が得られた。ま
た、加熱温度が高い供試材Ａ９の線材および仕上圧延温
度が高い供試材屋１０の線材においても破断たわみ量が
小さいという結果が得られた。これに対して供試材Ａ１
１〜１３の線材ではいずれも良好な結果を得た。このほ
か、Ｃｒ、Ｂｅ含む線材についても実験したが、いずれ
も良好な結果が得られた。
れも高い供試材Ａ８の線材では、組織の像細化が十分で
なく、破断たわみ量が小さいという結果が得られた。ま
た、加熱温度が高い供試材Ａ９の線材および仕上圧延温
度が高い供試材屋１０の線材においても破断たわみ量が
小さいという結果が得られた。これに対して供試材Ａ１
１〜１３の線材ではいずれも良好な結果を得た。このほ
か、Ｃｒ、Ｂｅ含む線材についても実験したが、いずれ
も良好な結果が得られた。
以上説明してきたように、この発明によれば、Ｃ： ０
．４〜１．５重量％、Ｓｉ ： ０．１〜Ｏ０４重量％
、Ｍｎ ： ０．１〜１．５重量％を基本組成とする鋼
を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際し、前記
鋼ｆ、９００℃以上１０００℃以下の温度に加熱した後
圧延を開始し、該圧延材のＡｒ３変態点以上９００℃以
下の温度で仕上圧延を行ない、その後球状北都なましを
行なうようにしたから、低温加熱および低温圧延によっ
て組織の微細化をはかることができ、その後の球状北都
なましにおける球状化を促進して鋼線材の破断たわみ量
を大きくすることが可能であり、破断たわみ量の増大に
よって伸線時における折損の発生を低減することができ
るという非常にすぐれた効果を有する。
．４〜１．５重量％、Ｓｉ ： ０．１〜Ｏ０４重量％
、Ｍｎ ： ０．１〜１．５重量％を基本組成とする鋼
を用いて熱間圧延により鋼線材を製造するに際し、前記
鋼ｆ、９００℃以上１０００℃以下の温度に加熱した後
圧延を開始し、該圧延材のＡｒ３変態点以上９００℃以
下の温度で仕上圧延を行ない、その後球状北都なましを
行なうようにしたから、低温加熱および低温圧延によっ
て組織の微細化をはかることができ、その後の球状北都
なましにおける球状化を促進して鋼線材の破断たわみ量
を大きくすることが可能であり、破断たわみ量の増大に
よって伸線時における折損の発生を低減することができ
るという非常にすぐれた効果を有する。
第１図および第２図は鋼線材の靭性評価に用いたプレス
ノツチ曲げ試験方法の実施状況を示す説明図および試験
片の切欠部拡大説明図である。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
ノツチ曲げ試験方法の実施状況を示す説明図および試験
片の切欠部拡大説明図である。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
Claims (1)
- （１）Ｃ：０゜４〜１．５重量％、Ｓｉ ： ０．１〜
０．４重量％、Ｍｎ ： ０゜１〜１．５重量％を基本
組成とする鋼を用いて熱間圧延により鋼線材を製造する
に際し、前記鋼を９００℃以上１０００℃以下の温度に
加熱した後圧延を開始し、該圧延材のＡｒ３変態点以上
９００℃以下の温度で仕上圧延を行ない、その後球状化
焼なましを行なうことを特徴とする鋼線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10124381A JPS583928A (ja) | 1981-07-01 | 1981-07-01 | 鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10124381A JPS583928A (ja) | 1981-07-01 | 1981-07-01 | 鋼線材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS583928A true JPS583928A (ja) | 1983-01-10 |
Family
ID=14295459
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10124381A Pending JPS583928A (ja) | 1981-07-01 | 1981-07-01 | 鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS583928A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0261188A (ja) * | 1988-08-23 | 1990-03-01 | Kanai Hiroyuki | スチールコードおよびタイヤ |
-
1981
- 1981-07-01 JP JP10124381A patent/JPS583928A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0261188A (ja) * | 1988-08-23 | 1990-03-01 | Kanai Hiroyuki | スチールコードおよびタイヤ |
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