JPS607004B2 - 直接パテンテイング線材の製造法 - Google Patents
直接パテンテイング線材の製造法Info
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- JPS607004B2 JPS607004B2 JP2171079A JP2171079A JPS607004B2 JP S607004 B2 JPS607004 B2 JP S607004B2 JP 2171079 A JP2171079 A JP 2171079A JP 2171079 A JP2171079 A JP 2171079A JP S607004 B2 JPS607004 B2 JP S607004B2
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- 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
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明‘ま・直彦パテンテイング線材の製造法１こ関し
、特に鋼材の化学成分組成および熱延条件を特定するこ
とにより、均一微細パーラィト組織を有する伸線加工性
にすぐれた直接パテンティング高炭素鋼線材を得ること
を可能にしたものである。
、特に鋼材の化学成分組成および熱延条件を特定するこ
とにより、均一微細パーラィト組織を有する伸線加工性
にすぐれた直接パテンティング高炭素鋼線材を得ること
を可能にしたものである。
冷間引抜きして使用される高炭素鋼線は、従来熱間圧延
材を、常温まで冷却したのち再加熱して鉛パテンテイン
グまたは空気パテンティングを施す「再熱処理」を経て
、冷間伸線加工々程に付されていたが、近年省エネルギ
やコスト低減の要請、更に公害問題（特に、鉛パテンテ
ィング処理後の線材付着鉛の除去に伴なう有害廃棄物の
発生）等の観点から、熱延材の保有する熱の有効利用と
、鉛パテンティング処理の省略等を狙った「直接パテン
ティング線材」が開発され、いまや鋼線材の主流を占め
るに到っている。
材を、常温まで冷却したのち再加熱して鉛パテンテイン
グまたは空気パテンティングを施す「再熱処理」を経て
、冷間伸線加工々程に付されていたが、近年省エネルギ
やコスト低減の要請、更に公害問題（特に、鉛パテンテ
ィング処理後の線材付着鉛の除去に伴なう有害廃棄物の
発生）等の観点から、熱延材の保有する熱の有効利用と
、鉛パテンティング処理の省略等を狙った「直接パテン
ティング線材」が開発され、いまや鋼線材の主流を占め
るに到っている。
この直接パテンティング線材は、熱延終了後の線材を、
適当な冷却媒体にて調整冷却することにより、そのま・
袷間伸線加工に耐え得る加工性を備えしめたものである
。なお、ここにパテンテイング処理とは、一般にオース
テナィト化温度城にある鋼線を、適当な冷媒にて連続冷
却変態的もしくは恒温変態的に均一な微細パーラィト組
織の鋼となす熱処理をいう。この圧延熱利用の直接パテ
ンティング線材の開発によって、熱延後の２次加工々程
で必要とされていた複数回のパテンティング処理のうち
、第１回目の処理を省略することが可能となったが、更
には再加熱パテンティング工程の全面的徹廃を狙って、
直接熱処理線村を目的の最終線径にまで伸線して、いっ
きに製品とする「直接製品引き」も実用化されつつある
。ところで、上記技術と併行して伸線加工技術自体にも
不断の進歩がみられ、伸線加工能率の一そうの改善をめ
ざして、伸線速度の高速化、あるいは、１パス当りの減
面率を大きくし出来るだけ少ないパス回数で所定減面率
まで伸線しようとする試みが鋭意なされている。
適当な冷却媒体にて調整冷却することにより、そのま・
袷間伸線加工に耐え得る加工性を備えしめたものである
。なお、ここにパテンテイング処理とは、一般にオース
テナィト化温度城にある鋼線を、適当な冷媒にて連続冷
却変態的もしくは恒温変態的に均一な微細パーラィト組
織の鋼となす熱処理をいう。この圧延熱利用の直接パテ
ンティング線材の開発によって、熱延後の２次加工々程
で必要とされていた複数回のパテンティング処理のうち
、第１回目の処理を省略することが可能となったが、更
には再加熱パテンティング工程の全面的徹廃を狙って、
直接熱処理線村を目的の最終線径にまで伸線して、いっ
きに製品とする「直接製品引き」も実用化されつつある
。ところで、上記技術と併行して伸線加工技術自体にも
不断の進歩がみられ、伸線加工能率の一そうの改善をめ
ざして、伸線速度の高速化、あるいは、１パス当りの減
面率を大きくし出来るだけ少ないパス回数で所定減面率
まで伸線しようとする試みが鋭意なされている。
この場合、線村の延性が不足すると、伸線加工中に断線
トラブルを生ずるので、これに対処するには延性のすぐ
れた線材を安定して製造供給できること、就中直接パテ
ンティング処理にて製造し得ることが望まれる。しかし
、前記直接パテンティング材の開発は、主に強度レベル
・強度バラツキの改善に主眼をおいて鉛パテンテイング
の再熱処理材並みのものを得ることが目標とされ、１パ
ス当りの減面率の向上・伸線高速化に応え得るものでは
なかった。本発明者等は、上記問題点を解決するために
、窒化物形成元素を徴量添加した高炭素鋼線材を対象と
し、その延性を支配すると考えられる冶金学的諸因子の
挙動について、単に圧延終了時の調整冷却段階のみなら
ず、成分設計、圧延過程およびビレット加熱段階を含め
た直接パテンテイング材製造過程の各段階におけるオー
ステブィト粒度（ｙ粒度）及び窒化物析出挙動等を詳細
に検討した結果、窒化物形成元素としてＮを徴量添加し
た糠材においては、ビレット加熱の設定温度がＬ直接パ
テンティング線材の延性向上の重要な因子であって、そ
の加熱温度を通常採用される範囲（約１１００００以上
）よりも低温域に設定することが極めて有効であること
を見出した。本発明は上記知見に基づいて完成されたも
のである。．すなわち、本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎおよ
び必要に応じてＣｒをそれぞれ一定量含み、かつ窒化物
形成元素としてＡＩを約０．０２〜０．１％含有する高
炭素鋼ビレットを約８００〜１０５０ｑ○の温度に加熱
したのち、熱間圧延を行なうことにより、窒化アルミニ
ウム（ＡＩＮ）約３伽皿以上析出した鋼線材を得「なお
最終熱間仕上圧延ののち巻取り１こ到るまでの間に、該
鋼線材を調整冷却して均一微細パーライト組織を与える
ようにした直接パテンティング線材の製造法を提供する
ものであり、これにより、再加熱処理を施すことなく、
冷間伸線加工を行なうことを可能とし、かつ冷間伸線に
おける高速伸線加工、１パス当りの滅面率の増大に耐え
得る十分な延性を保証したものである。
トラブルを生ずるので、これに対処するには延性のすぐ
れた線材を安定して製造供給できること、就中直接パテ
ンティング処理にて製造し得ることが望まれる。しかし
、前記直接パテンティング材の開発は、主に強度レベル
・強度バラツキの改善に主眼をおいて鉛パテンテイング
の再熱処理材並みのものを得ることが目標とされ、１パ
ス当りの減面率の向上・伸線高速化に応え得るものでは
なかった。本発明者等は、上記問題点を解決するために
、窒化物形成元素を徴量添加した高炭素鋼線材を対象と
し、その延性を支配すると考えられる冶金学的諸因子の
挙動について、単に圧延終了時の調整冷却段階のみなら
ず、成分設計、圧延過程およびビレット加熱段階を含め
た直接パテンテイング材製造過程の各段階におけるオー
ステブィト粒度（ｙ粒度）及び窒化物析出挙動等を詳細
に検討した結果、窒化物形成元素としてＮを徴量添加し
た糠材においては、ビレット加熱の設定温度がＬ直接パ
テンティング線材の延性向上の重要な因子であって、そ
の加熱温度を通常採用される範囲（約１１００００以上
）よりも低温域に設定することが極めて有効であること
を見出した。本発明は上記知見に基づいて完成されたも
のである。．すなわち、本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎおよ
び必要に応じてＣｒをそれぞれ一定量含み、かつ窒化物
形成元素としてＡＩを約０．０２〜０．１％含有する高
炭素鋼ビレットを約８００〜１０５０ｑ○の温度に加熱
したのち、熱間圧延を行なうことにより、窒化アルミニ
ウム（ＡＩＮ）約３伽皿以上析出した鋼線材を得「なお
最終熱間仕上圧延ののち巻取り１こ到るまでの間に、該
鋼線材を調整冷却して均一微細パーライト組織を与える
ようにした直接パテンティング線材の製造法を提供する
ものであり、これにより、再加熱処理を施すことなく、
冷間伸線加工を行なうことを可能とし、かつ冷間伸線に
おける高速伸線加工、１パス当りの滅面率の増大に耐え
得る十分な延性を保証したものである。
なお、従来にも、微細パーラィト鋼の延性改善策として
、窒化物形成元素（ＡＩ、Ｔｉ、Ｎｂ等）を徴量添加す
るとともに、ビレツト圧延温度を規定することにより、
鋼中窒素を窒化物として固定し「かつその窒化物をオー
ステナィト粒の微細化にも役立たせるようにした鋼線の
製造法が提案されているが（特開昭４９一１２３９２３
号、特公昭４７一５１６８４号等）、これらはいずれも
再加熱パテンティング材を対象としたものであって、本
発明のように直接パテンティング材の延性改善を企図し
たものではない。
、窒化物形成元素（ＡＩ、Ｔｉ、Ｎｂ等）を徴量添加す
るとともに、ビレツト圧延温度を規定することにより、
鋼中窒素を窒化物として固定し「かつその窒化物をオー
ステナィト粒の微細化にも役立たせるようにした鋼線の
製造法が提案されているが（特開昭４９一１２３９２３
号、特公昭４７一５１６８４号等）、これらはいずれも
再加熱パテンティング材を対象としたものであって、本
発明のように直接パテンティング材の延性改善を企図し
たものではない。
また、従来法では、ビレット加熱時の未溶解窒化物量を
減少させ、あるいはその完全固熔を狙うのが一般であり
、かつそのために加熱温度を約１１００ｑ０以上の高温
に設定していた。
減少させ、あるいはその完全固熔を狙うのが一般であり
、かつそのために加熱温度を約１１００ｑ０以上の高温
に設定していた。
しかし、本発明者等の詳細な観察によれば、直接パテン
ティング材の製造過程における窒化物の析出挙動に関し
、一旦オーステナィト地に園溶した窒化物は、圧延過程
及びその後巻取りに到る調整冷却過程において殆んど再
析出しないことが明らかにされている。かかる事実をも
とに従釆法をふりかえってみると、圧延後約９５０ｑｏ
前後に再加熱パテンティングを施していた従来法では、
再加熱時に多量の窒化物が析出するため、従来法のビレ
ット加熱温度条件では、直接パテンティング材の延性改
善には窒化物形成元素の十分な添加効果を期待すること
はできなかったことが分る。すなわち、従来法の加熱条
件では、ＡＩ、Ｖ等の窒化物は殆んど残留せず、直接パ
テンティング材の延性改善に対し、これら添加元素の効
果は何ら生かされていないのである。このように、本発
明方法における高炭素鋼線材の延性改善のメカニズムは
前記従来法と本質的に異なるものと言うことができる。
本発明に用いられる鋼は次の如き成分元素を含有する。
Ｃは、鋼線の高強度化のため約０．６％以上を必要とす
る。
ティング材の製造過程における窒化物の析出挙動に関し
、一旦オーステナィト地に園溶した窒化物は、圧延過程
及びその後巻取りに到る調整冷却過程において殆んど再
析出しないことが明らかにされている。かかる事実をも
とに従釆法をふりかえってみると、圧延後約９５０ｑｏ
前後に再加熱パテンティングを施していた従来法では、
再加熱時に多量の窒化物が析出するため、従来法のビレ
ット加熱温度条件では、直接パテンティング材の延性改
善には窒化物形成元素の十分な添加効果を期待すること
はできなかったことが分る。すなわち、従来法の加熱条
件では、ＡＩ、Ｖ等の窒化物は殆んど残留せず、直接パ
テンティング材の延性改善に対し、これら添加元素の効
果は何ら生かされていないのである。このように、本発
明方法における高炭素鋼線材の延性改善のメカニズムは
前記従来法と本質的に異なるものと言うことができる。
本発明に用いられる鋼は次の如き成分元素を含有する。
Ｃは、鋼線の高強度化のため約０．６％以上を必要とす
る。
但し、多？ぎると健性‘こ有害な初析セメンタィトがｙ
粒界に析出するので、約１．０％を上限とするのが望ま
しい。Ｓｉは、鋼線の強度向上に有用であるが、過度に
加えると、フェライト自体の延性低下を招くので、約２
．０％以下の範囲で加えられる。
粒界に析出するので、約１．０％を上限とするのが望ま
しい。Ｓｉは、鋼線の強度向上に有用であるが、過度に
加えると、フェライト自体の延性低下を招くので、約２
．０％以下の範囲で加えられる。
Ｍｎは、鋼の焼入性改善に効果を有するほか、パーラィ
トラメラー間隔の繊密化による高強度化を図るのに必須
の成分元素であり、このために約０．３％以上添加され
る。
トラメラー間隔の繊密化による高強度化を図るのに必須
の成分元素であり、このために約０．３％以上添加され
る。
特に、大経線材の高強度化には、添加量を増すことが望
ましい。しかし、多すぎると、パーラィト変態の著しい
遅滞を招き、圧延・パテンティング工程の時間内で変態
を完了させることができず、延性に最も有害な過冷組織
（マルテンサィト）が綱紀織内に部分的に出現する弊害
を伴なうので、約１．４％を上限とすることが望ましい
。ＡＩは、オーステナィト粒（ッ粒度）の微細化と鋼中
Ｎの固定のために加えられる。
ましい。しかし、多すぎると、パーラィト変態の著しい
遅滞を招き、圧延・パテンティング工程の時間内で変態
を完了させることができず、延性に最も有害な過冷組織
（マルテンサィト）が綱紀織内に部分的に出現する弊害
を伴なうので、約１．４％を上限とすることが望ましい
。ＡＩは、オーステナィト粒（ッ粒度）の微細化と鋼中
Ｎの固定のために加えられる。
ｙ粒を微細化するには、後述のように、ビレット加熱時
に約３伽皿以上析出させておくことが必要であり、特に
約５の側以上が好ましい。このため、約０．０２％以上
のＡＩの添加が必要である。窒素固定の観点からは「Ａ
Ｉ添加量が多い程有利であるが、多すぎると、オーステ
ナィト粒界上に過度にＡＩＮが析出するほか、ＡＩ２０
３の生成量も増加し、延性を害することとなるので、好
ましくは上限を約０．１％とする。Ｎは、上記山と結合
し、ＡＩＮを形成するための必須元素であるが、その量
は、高炭素鋼線材に通常含まれる量（数十柳程度）で十
分である。
に約３伽皿以上析出させておくことが必要であり、特に
約５の側以上が好ましい。このため、約０．０２％以上
のＡＩの添加が必要である。窒素固定の観点からは「Ａ
Ｉ添加量が多い程有利であるが、多すぎると、オーステ
ナィト粒界上に過度にＡＩＮが析出するほか、ＡＩ２０
３の生成量も増加し、延性を害することとなるので、好
ましくは上限を約０．１％とする。Ｎは、上記山と結合
し、ＡＩＮを形成するための必須元素であるが、その量
は、高炭素鋼線材に通常含まれる量（数十柳程度）で十
分である。
但し、必要に応じ、約１０■肌程度まで添加することを
妨げない。上記諸元素のほか、次の元素を加えることが
できる。
妨げない。上記諸元素のほか、次の元素を加えることが
できる。
Ｃｒは、前記Ｍｎと同様、焼入性の改善、パーラィトラ
メラー間隔の繊密化による強度改善の効果を有する。
メラー間隔の繊密化による強度改善の効果を有する。
但し、過度の添加はＭｎと同じく、パーラィト変態の遅
滞化を招くので、約１．５％以下の範囲で加えられる。
その他、ＰおよびＳ等の不純物は、この種の鋼に通常許
容される範囲内で存在して構わない。
滞化を招くので、約１．５％以下の範囲で加えられる。
その他、ＰおよびＳ等の不純物は、この種の鋼に通常許
容される範囲内で存在して構わない。
次に、ビレットの加熱、圧延条件等について説明する。
高炭素鋼線材の圧延におけるビレツト加熱温度は、従来
一般に約１１００ｑｏ以上とされているが、本発明にお
いては、約８００〜１０５０ｑｏに設定される。
高炭素鋼線材の圧延におけるビレツト加熱温度は、従来
一般に約１１００ｑｏ以上とされているが、本発明にお
いては、約８００〜１０５０ｑｏに設定される。
ビレットを約１０５０００以下の低温度に加熱すること
により、延性に有害な窒素を未溶解の窒化物として固定
することができ、またこの禾溶解窒化物は、最終圧延後
、パーラィト変態が開始するまでの間に生じるｙ粒の成
長を阻止し、組織の微細化に役立たせることができる。
かかる窒素固定のためには、圧延作業の障害を生じない
範囲内で、できるだけ加熱温度を低くすることが望まし
く、本発明においては、約８００午○以上に設定される
。８００℃未満では、ＮはＭＮとして固定されるものの
、圧延中の変形抵抗が大きくなり、機械への圧延負荷が
増し、線村表面癖が発生する。
により、延性に有害な窒素を未溶解の窒化物として固定
することができ、またこの禾溶解窒化物は、最終圧延後
、パーラィト変態が開始するまでの間に生じるｙ粒の成
長を阻止し、組織の微細化に役立たせることができる。
かかる窒素固定のためには、圧延作業の障害を生じない
範囲内で、できるだけ加熱温度を低くすることが望まし
く、本発明においては、約８００午○以上に設定される
。８００℃未満では、ＮはＭＮとして固定されるものの
、圧延中の変形抵抗が大きくなり、機械への圧延負荷が
増し、線村表面癖が発生する。
ｙ粒の成長を阻止するには、ビレットの加熱時にＮＮを
約３■風以上残留させておくことが有効である。
約３■風以上残留させておくことが有効である。
特に、約５の皿以上が望ましい。このためには、ビレッ
ト加熱温度は約１０００ｑ○以下とすることが望ましい
。上述のごときビレット加熱温度の調節によるビレット
加熱時のｙ粒の大きさは、最終圧延後のｙ粒径に強い影
響を与え、従来法より低温度で行なうことにより、一そ
う微細な結晶粒を得ることができる。
ト加熱温度は約１０００ｑ○以下とすることが望ましい
。上述のごときビレット加熱温度の調節によるビレット
加熱時のｙ粒の大きさは、最終圧延後のｙ粒径に強い影
響を与え、従来法より低温度で行なうことにより、一そ
う微細な結晶粒を得ることができる。
これにより、従来の直接パテンティング材に比し、すぐ
れた延性が保証される。ビレットは、上記加熱ののち、
熱間圧延に付される。
れた延性が保証される。ビレットは、上記加熱ののち、
熱間圧延に付される。
熱間圧延では、前記ビレット加熱時に残留せしめた山Ｎ
が圧延中の昇温等により固溶・消失するのを防ぐため、
鋼線温度はビレット加熱温度（約１０５０午０）を越え
ないよう、温度調整を行なうことが望ましいづなお、ｙ
粒の微細化・パーラィト組織の微細化をより効果的にし
、得られる鋼線材の延性を一そう高めるために、例えば
中間スタンドから仕上スタンドまで、または仕上スタン
ドでの圧延を温度約９００００以下で行なう、所謂「低
温圧延」を採用することも有効である。
が圧延中の昇温等により固溶・消失するのを防ぐため、
鋼線温度はビレット加熱温度（約１０５０午０）を越え
ないよう、温度調整を行なうことが望ましいづなお、ｙ
粒の微細化・パーラィト組織の微細化をより効果的にし
、得られる鋼線材の延性を一そう高めるために、例えば
中間スタンドから仕上スタンドまで、または仕上スタン
ドでの圧延を温度約９００００以下で行なう、所謂「低
温圧延」を採用することも有効である。
また、仕上圧延機列に付帯する水冷帯を出た直後（水冷
帯出口または水袷帯冷却直後）の線材温度、すなわち、
圧延仕上温度が高くなるとッ粒は粗くなり延性が低下す
る。
帯出口または水袷帯冷却直後）の線材温度、すなわち、
圧延仕上温度が高くなるとッ粒は粗くなり延性が低下す
る。
しかし、遊離のＮ（ＭＮになっていないＮ）量は、加熱
温度に依存し、圧延終了温度（水袷帯出口温度）にはほ
とんど依存しないため低温加熱の場合、仕上温度は通常
の８００〜９５０℃でよい。仕上温度をあまり低温に設
定すると内外部の組織差を生じ好ましくない。一方、高
温に設定しすぎた場合は、スケールが多くなり歩留りの
低下、あるいはｙ粒粗大化による機械的性質低下が生ず
る。圧延後の鋼線材の冷却方法に特別の制限はないが、
微細パーラィト組織が与えられるごとき適当な調整冷却
を行なうべきことは言うまでもない。
温度に依存し、圧延終了温度（水袷帯出口温度）にはほ
とんど依存しないため低温加熱の場合、仕上温度は通常
の８００〜９５０℃でよい。仕上温度をあまり低温に設
定すると内外部の組織差を生じ好ましくない。一方、高
温に設定しすぎた場合は、スケールが多くなり歩留りの
低下、あるいはｙ粒粗大化による機械的性質低下が生ず
る。圧延後の鋼線材の冷却方法に特別の制限はないが、
微細パーラィト組織が与えられるごとき適当な調整冷却
を行なうべきことは言うまでもない。
第１図は、ＡＩ約０．０３６％を含むＳＷＲＳ８２Ｂ相
当材のビレツトを加熱したのち熱間圧延に付し、最終圧
延後、ループ状に巻取った鋼線材について、変態開始ま
での間のｙ粒度に対するビレット加熱温度の影響を示し
たグラフである。図中、曲線１は、ビレット加熱温度：
１０００ｏｏ、２は同１１００００、３は同１２００ｑ
ｏの各場合である。図より、加熱温度が１１００午０以
上の場合、粒成長により粗大化するのに対し、本発明方
法により１０５０ｑｏ以下にした場合、巻取り直後のｙ
粒も微細で、かつ粒成長は殆んど起こらず、好ましい細
粒組織が与えられることがわかる。次に、実施例を挙げ
て本発明方法及び得られる鋼線材特性について具体的に
説明する。
当材のビレツトを加熱したのち熱間圧延に付し、最終圧
延後、ループ状に巻取った鋼線材について、変態開始ま
での間のｙ粒度に対するビレット加熱温度の影響を示し
たグラフである。図中、曲線１は、ビレット加熱温度：
１０００ｏｏ、２は同１１００００、３は同１２００ｑ
ｏの各場合である。図より、加熱温度が１１００午０以
上の場合、粒成長により粗大化するのに対し、本発明方
法により１０５０ｑｏ以下にした場合、巻取り直後のｙ
粒も微細で、かつ粒成長は殆んど起こらず、好ましい細
粒組織が与えられることがわかる。次に、実施例を挙げ
て本発明方法及び得られる鋼線材特性について具体的に
説明する。
なお、第１表および第３表中、圧延仕上温度とは、仕上
圧延後の水冷帯出口温度である。実施例 １ 第１表に示す凶、‘Ｂ｝２種の鋼を供試材とし、ステル
モァラィン（衝風冷却方式）を用い、直接パテンティン
グ材を製造し、７５％伸線加工を行なった。
圧延後の水冷帯出口温度である。実施例 １ 第１表に示す凶、‘Ｂ｝２種の鋼を供試材とし、ステル
モァラィン（衝風冷却方式）を用い、直接パテンティン
グ材を製造し、７５％伸線加工を行なった。
圧延条件および得られた線材の特性を第２表に示す。第
１表 供試材の化学成分組成（ｗｔ％）第２表 圧延条
件及び線材の特性 ※１：線材径：７側め、※２：線材径：１１伽の。
１表 供試材の化学成分組成（ｗｔ％）第２表 圧延条
件及び線材の特性 ※１：線材径：７側め、※２：線材径：１１伽の。
第２表に示されるように、本発明方法による低温ビレツ
ト加熱材（Ｎｏ．２、３、５「 ６）は、ロッド（直接
パテンティング材）および伸線後（７５％伸線材）のい
ずれにおいても、従来の高温加熱材のそれよりすぐれた
延性を有している。また、試験Ｎｏ．２とＮｏ．３、Ｎ
ｏ．５とＮｏ．６のそれぞれの比較から明らかなように
、低温圧延による延性向上効果が得られることも認めら
れる。以上のように、本発明方法によれば、直接パテン
ティング線村の延性を顕著に高め、その伸線加工能率を
大きく改善することができる。
ト加熱材（Ｎｏ．２、３、５「 ６）は、ロッド（直接
パテンティング材）および伸線後（７５％伸線材）のい
ずれにおいても、従来の高温加熱材のそれよりすぐれた
延性を有している。また、試験Ｎｏ．２とＮｏ．３、Ｎ
ｏ．５とＮｏ．６のそれぞれの比較から明らかなように
、低温圧延による延性向上効果が得られることも認めら
れる。以上のように、本発明方法によれば、直接パテン
ティング線村の延性を顕著に高め、その伸線加工能率を
大きく改善することができる。
また、ビレットの加熱温度が低いことは、ビレット加熱
時の脱炭の防止、スケール付着量の減少効果をもたらし
、得られる鋼線材の表面品質の向上にも資するものであ
る。なお、本発明方法は、ＡＩ以外の窒化物形成元素（
例えば「Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ等）をＡＩと同等程度加
えた鋼を用いた直接パテンテイング線材の製造に適用し
、その延性を高めることも可能であるが、多すぎるとＮ
と同機過度の窒化物が析出し、延性を損なう。実施例
２ 第３表に示すに’、（Ｄ｝２種のバネ用鋼を供試材とし
、実施例１と同様の方法で直綾パテンティング材を製造
した。
時の脱炭の防止、スケール付着量の減少効果をもたらし
、得られる鋼線材の表面品質の向上にも資するものであ
る。なお、本発明方法は、ＡＩ以外の窒化物形成元素（
例えば「Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ等）をＡＩと同等程度加
えた鋼を用いた直接パテンテイング線材の製造に適用し
、その延性を高めることも可能であるが、多すぎるとＮ
と同機過度の窒化物が析出し、延性を損なう。実施例
２ 第３表に示すに’、（Ｄ｝２種のバネ用鋼を供試材とし
、実施例１と同様の方法で直綾パテンティング材を製造
した。
圧延条件および得られた結果を第４表に示す。第３表
供試材の化学成分組成（ｗｔ％ 第４表 圧延条件および線材の特性 ※３：線材径：８帆の、 ※４：線材律：９柳の第４表
に示されるように、本発明方法による加熱材（Ｎｏ．９
「 １０、１２）は、従来の高温加熱材（Ｎｏ．７、８
、１１）の場合よりもすぐれた延性を有している。
供試材の化学成分組成（ｗｔ％ 第４表 圧延条件および線材の特性 ※３：線材径：８帆の、 ※４：線材律：９柳の第４表
に示されるように、本発明方法による加熱材（Ｎｏ．９
「 １０、１２）は、従来の高温加熱材（Ｎｏ．７、８
、１１）の場合よりもすぐれた延性を有している。
従来の高温加熱（１１００午Ｃ）により鋼Ｃ「Ｄを処理
すると圧延直後、水冷を充分に行なってもベイナイトが
出現する。これに対して、本発明方法の低温加熱によれ
ばＶＮやＡＩＮはもちろん、ＶＣ（Ｖ４Ｃ３）も溶け残
ったまま圧延されるので、Ｃ、Ｎの固定による延性向上
効果だけでなく、固港Ｖなどの減少による焼入性低下効
果も加わり、圧延材の引張り強さが低下して延性は改善
される。また「ＮｂはＶに比べより高温まで炭窒化物が
安定であるため「圧延後のｙ粒の粗大化を防止し「過冷
組織防止に効果がある。
すると圧延直後、水冷を充分に行なってもベイナイトが
出現する。これに対して、本発明方法の低温加熱によれ
ばＶＮやＡＩＮはもちろん、ＶＣ（Ｖ４Ｃ３）も溶け残
ったまま圧延されるので、Ｃ、Ｎの固定による延性向上
効果だけでなく、固港Ｖなどの減少による焼入性低下効
果も加わり、圧延材の引張り強さが低下して延性は改善
される。また「ＮｂはＶに比べより高温まで炭窒化物が
安定であるため「圧延後のｙ粒の粗大化を防止し「過冷
組織防止に効果がある。
第１図は、線材ループ巻取り後のｙ粒度変化に対するビ
レット加熱温度の影響を示すグラフである。 第１図
レット加熱温度の影響を示すグラフである。 第１図
Claims (1)
- １ Ｃ０．６〜１．０％、Ｓｉ２．０％以下、Ｍｎ０．
３〜１．４％、Ａｌ０．０２〜０．１％を含む高炭素鋼
のビレツトを、温度８００〜１０５０℃に加熱したのち
、熱間圧延し、最終熱間仕上圧延後から巻取りに至る間
に鋼線材を調整冷却して均一微細パーライト組織となす
ことを特徴とする延性のすぐれた直接パテンテイング線
材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2171079A JPS607004B2 (ja) | 1979-02-23 | 1979-02-23 | 直接パテンテイング線材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2171079A JPS607004B2 (ja) | 1979-02-23 | 1979-02-23 | 直接パテンテイング線材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55113839A JPS55113839A (en) | 1980-09-02 |
| JPS607004B2 true JPS607004B2 (ja) | 1985-02-21 |
Family
ID=12062608
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2171079A Expired JPS607004B2 (ja) | 1979-02-23 | 1979-02-23 | 直接パテンテイング線材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS607004B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6448603U (ja) * | 1987-09-21 | 1989-03-27 |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5757837A (en) * | 1980-09-24 | 1982-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of high carbon high tensile wire rod |
| JPH0717126B2 (ja) * | 1984-03-01 | 1995-03-01 | 株式会社ブリヂストン | 高耐久性ラジアルタイヤ |
| US5658402A (en) * | 1993-05-25 | 1997-08-19 | Nippon Steel Corporation | High-carbon steel wire rod and wire excellent in drawability and methods of producing the same |
| WO1999011836A1 (en) | 1997-08-28 | 1999-03-11 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Steel wire and method of manufacturing the same |
| KR20000042052A (ko) * | 1998-12-24 | 2000-07-15 | 이구택 | 콘크리트 강섬유용 고강도 선재의 제조방법 |
| KR100797303B1 (ko) | 2006-09-04 | 2008-01-24 | 주식회사 포스코 | 스케일 밀착성이 우수한 기계적 박리용 타이어코드 선재의제조방법 |
-
1979
- 1979-02-23 JP JP2171079A patent/JPS607004B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6448603U (ja) * | 1987-09-21 | 1989-03-27 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55113839A (en) | 1980-09-02 |
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