NO843184L - TOP PHASE STEEL SHEETS AND STRANDS WITH HIGH STRENGTH AND LOW CARBON CONTENT, AND PROCEDURE FOR PRODUCING THEREOF - Google Patents
TOP PHASE STEEL SHEETS AND STRANDS WITH HIGH STRENGTH AND LOW CARBON CONTENT, AND PROCEDURE FOR PRODUCING THEREOFInfo
- Publication number
- NO843184L NO843184L NO843184A NO843184A NO843184L NO 843184 L NO843184 L NO 843184L NO 843184 A NO843184 A NO 843184A NO 843184 A NO843184 A NO 843184A NO 843184 L NO843184 L NO 843184L
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- steel
- martensite
- microstructure
- ferrite
- approx
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 54
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 title claims description 20
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 15
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 102
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 102
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 46
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 39
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 19
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 17
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 claims description 16
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 16
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 14
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims description 12
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 7
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 8
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 6
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 3
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000012267 brine Substances 0.000 description 2
- 239000004020 conductor Substances 0.000 description 2
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- HPALAKNZSZLMCH-UHFFFAOYSA-M sodium;chloride;hydrate Chemical compound O.[Na+].[Cl-] HPALAKNZSZLMCH-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000282342 Martes americana Species 0.000 description 1
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 239000000374 eutectic mixture Substances 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000004519 grease Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 238000000879 optical micrograph Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 1
- 238000005491 wire drawing Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
-
- 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
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D07—ROPES; CABLES OTHER THAN ELECTRIC
- D07B—ROPES OR CABLES IN GENERAL
- D07B1/00—Constructional features of ropes or cables
- D07B1/06—Ropes or cables built-up from metal wires, e.g. of section wires around a hemp core
- D07B1/0606—Reinforcing cords for rubber or plastic articles
- D07B1/066—Reinforcing cords for rubber or plastic articles the wires being made from special alloy or special steel composition
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Metal Extraction Processes (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
Description
IIN
Foreliggende oppfinnelse vedrører en fremgangsmåte for fremstilling av tråder, stenger og staver, stål med lavt karboninnhold og med høy styrke og høy duktilitet ved koldtrekning av tofase-stål. The present invention relates to a method for the production of wires, rods and rods, steel with a low carbon content and with high strength and high ductility by cold drawing of two-phase steel.
Betegnelsen 'tofase-stål" omfatter en klasse stål som bear-beides ved kontinuerlig anløpning , statsanløpning eller konvensjonell varmevalsning for å oppnå en ferrittmatrise med en dispergert annen fase slik som martensitt, bainititt og/eller tilbakeholdt austenitt. Den andre fase innstilles til å være en sterk, seig og deformerbar fase forskjellig fra den hårde, ikke-deformerbare karbidfase som finnes i perlittstaver og -tråder. Fasen må være passende dispergert og méd tilstrekkelig volumandel, dvs. større en 10%, for å tilveiebringe et vesentlig bidrag til styrking i den varme-behandlete (as-heat-treated) tilstand og for å forøke be-- arbeidelsesherdingshastigheten under trådtrekning. Forskjellige varmebehandlingsbaner kan anvendes for å utvikle tofase-mikrostruktur og morfologien er anhengig av den spesielle anvendte varmebehandling. En foretrukket varmebehandling er den mellomliggende kjølemetode, dvs. austenisere og kjøle til 100% martensitt før anløpning i tofase a+a området og kjøle til en ferritt-martensittstruktur. Oppfinnelsen ved-rører ytterligere høystyrke-, høyduktile ståltråder, -staver og -stenger fremstilt ved foreliggende fremgangsmåte. The term "two-phase steel" includes a class of steel that is processed by continuous tempering, state tempering or conventional hot rolling to obtain a ferrite matrix with a dispersed second phase such as martensite, bainite and/or retained austenite. The second phase is set to be a strong, tough and deformable phase different from the hard, non-deformable carbide phase found in pearlite rods and wires. The phase must be suitably dispersed and with sufficient volume fraction, i.e. greater than 10%, to provide a significant contribution to strengthening in the as-heat-treated condition and to increase the work hardening rate during wire drawing. Different heat treatment paths can be used to develop two-phase microstructure and the morphology is dependent on the particular heat treatment used. A preferred heat treatment is the intermediate cooling method , i.e. austenize and cool to 100% martensite before tempering in the two-phase a+a area and k gel to a ferrite-martensite structure. The invention further relates to high-strength, highly ductile steel wires, rods and bars produced by the present method.
Ståltråder har mange kjente anvendelser, slik som fremstilling av kabler, kjeder og fjærer. De anvendes også for å fremstille stålbelter og -tråder for dekk, og ståltråder er også innarbeidet i flere-ledete elektriske ledere for å forbedre disses bruddstyrke. I disse anvendelser liggerde ønskete diametre fra 0,127 mm til mere enn 6,35 mm med styr-kebehov i området 1722,5 mpa til så meget som 2756 mpa for mindre diametre. For alle disse anvendelser er det viktig at det tilveiebringes en ståltråd med høy bruddstyrke og god duktilitet ved den ønskete diameter. Steel wires have many well-known uses, such as the manufacture of cables, chains and springs. They are also used to produce steel belts and wires for tyres, and steel wires are also incorporated into multi-conductor electrical conductors to improve their breaking strength. In these applications, desired diameters ranged from 0.127 mm to more than 6.35 mm with strength requirements in the range of 1722.5 mpa to as much as 2756 mpa for smaller diameters. For all these applications, it is important that a steel wire with high breaking strength and good ductility at the desired diameter is provided.
Den eldste og mest vanlige metode for fremstilling av en høyduktil tråd med stor styrke er ved å patentere en nær eutektisk blanding av perlittstål. Imidlertid er denne fremgangsmåte komplisert og kostbar. En ytterligere ulempe ved patenteringsmetoden er de iboende begrensninger med hensyn til den maksimale tråddiameter som kan fremstilles for et gitt styrkenivå. The oldest and most common method of producing a highly ductile wire with great strength is by patenting a near eutectic mixture of pearlite steel. However, this method is complicated and expensive. A further disadvantage of the patent method is the inherent limitations with regard to the maximum wire diameter that can be produced for a given strength level.
Det er et behov for ståltråd og-staver med høyere brudd-.styrke og høyere duktilitet enn ståltråd og -staver fremstilt ved de kjente fremgangsmåter, såvel som en mere økonomisk fremgangsmåte for fremstilling av ståltråder og -staver med høy styrke. Foreliggende oppfinnelse kan erstatte den kon-vensjonelle fremgangsmåte, hvor perlittisk stål petenteres til å gi en tråd med en fremgangsmåte hvorved en legering av en relativt enkelt sammensetning koldtrekkes til en tråd eller staver i en enkelt flerpasseringsoperasjon, dvs. uten mellomliggende anløpning eller patenteringsvarmebehandling. There is a need for steel wire and rods with higher breaking strength and higher ductility than steel wire and rods produced by the known methods, as well as a more economical method for producing steel wires and rods with high strength. The present invention can replace the conventional method, where pearlitic steel is patented to give a wire with a method whereby an alloy of a relatively simple composition is cold drawn into a wire or rods in a single multi-pass operation, i.e. without intermediate tempering or patenting heat treatment.
Eliminering av patenteringsvarmebehandlinger ved fremstil-lingen av høystyrkeståltråder ville senke produksjonsomkost-ningene av slik ståltråd, spesielt i lys av den herskende brennstoffsituasjon. Eliminating patenting heat treatments in the production of high-strength steel wires would lower the production costs of such steel wires, especially in light of the prevailing fuel situation.
Koldtrekningsprosessen krever en lavlegert stålblanding med en mikrostruktur og morfologi som tilveiebringer høy ini-tials tyrke, høy duktilitet, rask deformasjons-herding og god koldformbarhet. Stålet bør være i stand til koldtrekning uten mellomliggende anløpninger eller patenteringsvarmebehandlinger, tildenønskete diameter, bruddstyrke og'duktilitet. The cold drawing process requires a low-alloy steel mixture with a microstructure and morphology that provides high initial thickness, high ductility, rapid strain hardening and good cold formability. The steel should be capable of cold drawing without intermediate tempers or patenting heat treatments, to the desired diameter, breaking strength and ductility.
En spesiell gruppe stål med en kjemisk sammensetning spesielt utviklet for å tilveiebringe høye mekaniske egenskaps-verdier er kjent innen teknikken som høy-styrke-, lav-ie-gerte (HSLA) stål. Disse stål inneholder karbon som styrke-frembringende element i en mengde i rimelig overensstemmel-se med sveisbarhet og duktilitet. Forskjellige mengder og typer av legeringskarbiddannere tilsettes for å oppnå de A special group of steels with a chemical composition specially designed to provide high mechanical property values are known in the art as high-strength, low-alloy (HSLA) steels. These steels contain carbon as a strength-producing element in an amount in reasonable agreement with weldability and ductility. Different amounts and types of alloy carbide formers are added to achieve them
I i In i
I IN
mekaniske egenskaper som er særpreget for disse stål. Imid<L>lertid synes det ikke mulig å oppnå høy styrke og høy duktilitet, som er nødvendige for mange anvendelser av ståltråd og -staver, under anvendelse av HSLA-stål. mechanical properties that are distinctive for these steels. However, it does not seem possible to achieve high strength and high ductility, which are necessary for many applications of steel wire and rods, using HSLA steel.
Faktorene som innvirker på egenskapene av lav-karbonstålThe factors affecting the properties of low-carbon steel
er deres karboninnhold og mikrostruktur, og i andre rekke restlegeringer. Vanligvis vil lav-karbonstål inneholde silicium, mangan eller en kombinasjon av silicium og mangan. is their carbon content and microstructure, and in other cases residual alloys. Generally, low carbon steel will contain silicon, manganese or a combination of silicon and manganese.
I tillegg kan tilsettes karbiddannende elementer såsom vanadium, krom, niob, molybden. In addition, carbide-forming elements such as vanadium, chromium, niobium, molybdenum can be added.
Lav-karbon-, tofase- mikrostrukturerte stål er særpregetLow-carbon, two-phase microstructured steels are distinctive
av en sterk fase dispergert i en bløt fettematrise og har muligheter til å tilfredsstille kravene til styrke, duktilitet, flaksibilitet og diameter for høysterke ståltråder. Ytterligere har de et potensial for å oppnå et nivå for kold-formning som tillater koldtrekning uten patentering eller mellomliggende behandling. Spesielt er et lav-karbon-, dupleks ferritt-martensitt-stål, som vist i US-patent nr. 4.067.756 av interesse for foreliggende oppfinnelse fordi det har høystyrke-og høyduktilitetsegenskaper og består av billige bestanddeler. Imidlertid, slik det generelt fremstilles har det en bruddstyrke på ca. 827 mpa, hvilket er meget lavere enn den bruddstyrke som er krevet for de fleste anvendelser av en høystyrke-ståltråd. Fremgangsmåten i henhold til oppfinnelsen er rett-t på fremstilling av en høystyrke-ståltråd med en bruddstyrke på minst 827 mpa. Et foretrukket styrkeområde er 827 - 2687 mpa, men styrker over 2756 mpa kan også oppnås. of a strong phase dispersed in a soft grease matrix and has the ability to satisfy the requirements for strength, ductility, flexibility and diameter for high-strength steel wires. Furthermore, they have the potential to achieve a level of cold forming that allows cold drawing without patenting or intermediate treatment. In particular, a low-carbon, duplex ferritic-martensitic steel, as shown in US Patent No. 4,067,756, is of interest to the present invention because it has high strength and high ductility properties and is composed of inexpensive components. However, as it is generally produced it has a breaking strength of approx. 827 mpa, which is much lower than the breaking strength required for most applications of a high strength steel wire. The method according to the invention is aimed at producing a high-strength steel wire with a breaking strength of at least 827 mpa. A preferred strength range is 827 - 2687 mpa, but strengths above 2756 mpa can also be achieved.
Det er derfor en hensikt med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en forbedret fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høyduktile ståltråder og -staver og for å fremstille tråder og staver med forhøyet bruddstyrke, duktilitet og fleksibilitet ved den ønskete diameter. It is therefore an aim of the present invention to provide an improved method for producing high-strength, highly ductile steel wires and rods and to produce wires and rods with increased breaking strength, ductility and flexibility at the desired diameter.
En annen.hensikt med oppfinnelsen er å tilveiebringe en ! fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høyduktile Another object of the invention is to provide a ! method for the production of high-strength, highly ductile
i in
ståltråder og -staver, og som omfatter et koldtrekketrinn av en tofase-stålblanding til den ønskete styrke og duktilitet uten mellomliggende anløpning eller patenteringsvarmebehandlinger, og derved tilveiebringe fullstendig"fleksibilitet med hensyn til valg av tråddiameter. steel wires and rods, and which includes a cold drawing step of a two-phase steel mixture to the desired strength and ductility without intermediate tempering or patenting heat treatments, thereby providing complete "flexibility" with regard to the choice of wire diameter.
Det er en ytterligere hensikt med oppfinnelsen å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av høysterke, høy-duktile stråltråder og -staver, som eliminerer det mellomliggende patenteringstrinn som anvendes i kjente fremgangsmåter for fremstilling av perlittisk ståltråd og derved nedsette kompleksibiliteten, omkostningene og energifor-bruket ved fremstillingsprosssen for høysterke ståltråder og -staver. It is a further purpose of the invention to provide a method for the production of high-strength, high-ductile beam wires and rods, which eliminates the intermediate patenting step used in known methods for the production of pearlitic steel wire and thereby reduce the complexity, costs and energy consumption of the manufacturing process for high-strength steel wires and rods.
En ytteligere hensikt med foreliggende oppfinnelse er å tilveiebringe en fremgangsmåte for fremstilling av høyster-ke ståltråder og -staver, hvilken fremgangsmåten er allsi-dig og tillater fremstilling av en bredt område med hensyn til diametre, styrke og duktilitetsegenskaper i den ferdige ståltråd eller -stav, basert på valget av den opprinnelige dupleks-mikrostruktur og bearbeiding av mikrostrukturen ved hjelp av passende termisk behandling. A further purpose of the present invention is to provide a method for the production of high-strength steel wires and rods, which method is versatile and allows the production of a wide range with regard to diameters, strength and ductility properties in the finished steel wire or rod , based on the selection of the original duplex microstructure and the processing of the microstructure by appropriate thermal treatment.
En ytterligere hensikt med oppfinnelsen er å tilveiebringe høysterke, høyduktile ståltråder og -staver med en bruddstyrke på minst 8 27 mpa. A further purpose of the invention is to provide high strength, highly ductile steel wires and rods with a breaking strength of at least 8 27 mpa.
Ytterligere hensikter og fordeler med oppfinnelsen vil frem-gå av den etterfølgende beskrivelse i forbindelse med de vedlagte tegninger. Further purposes and advantages of the invention will be apparent from the following description in connection with the attached drawings.
Generelt vedrører foreliggende oppfinnelse høysterke, høy-duktile, lav-karbonståltråder og -staver, samt en fremgangsmåte for fremstilling derav. Fremgangsmåten innbefatter koldtrekking av lav-karbon-,tofase-stål til den ønskete diameter i en enkelt multipassasjeoperasjon. Stålet er In general, the present invention relates to high-strength, high-ductility, low-carbon steel wires and rods, as well as a method for their production. The process involves cold drawing low-carbon, two-phase steel to the desired diameter in a single, multi-pass operation. The steel is
særpreget ved en dupleks mikrostruktur hovedsakelig bestå-jcharacterized by a duplex microstructure mainly consist-j
i ende av en sterk andre fase dispergert i en myk ferritt- at the end of a strong second phase dispersed in a soft ferrite
matrise og en mikrostruktur og morfologi og med tilstrekkelig koldformbarhet til å tillate nedsettelse av tverrsnittsarealet med opp til 99,9 %. matrix and a microstructure and morphology and with sufficient cold formability to allow reduction of the cross-sectional area by up to 99.9%.
En foretrukket utførelsesform av oppfinnelsen er en høy-sterk, høyduktil, lav-karbon-stålstav eller -tråd fremstilt fra en stålblanding særpreget ved en passende dupleks ,ferritt-martensitt-mikrostruktur, eksempelvis som vist i fig. 1, samt en fremgangsmåte for fremstilling av denne. Prosessen innbefatter koldtrekning av det duplekse, ferritt-martensittstål til den ønskete diameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon. I en høystyrkestål med en dupleks ferritt-martensittmikrostruktur består den sterke, deformerbare andre fase hovedsakelig av martensitt, men kari også inneholde bainitt og gjenværende austenitt. Den sterke andre fase er dispergert i en myk duktil ferrittmatrise, idet martensitt tilveiebringer styrken i den sammensatte blanding, mens ferritt tilveiebringer duktiliteten. Fig. 1 er et optisk mikrografi som viser en typisk lav-karbon, tofase- ferritt-martensittmikrostruktur før koldtrekning. Fig. 2 er et transmisjonselektronÆotomikrografi av en dis-lokert bånd (lath) martensitt som utgjør den sterke andre fase i tofase-stålet i henhold tilforeliggende oppfinnelse. Fig. 3 viser grafisk en typisk sammenligning mellom et koldtrekningsprogram for dupleks-mikrostrukturståltråd i henhold til foreliggende oppfinnelse og trekkeprogrammet for perlitt-ståltråd i henhold til den kjente patenterings-metode. A preferred embodiment of the invention is a high-strength, highly ductile, low-carbon steel rod or wire produced from a steel mixture characterized by a suitable duplex, ferrite-martensite microstructure, for example as shown in fig. 1, as well as a method for producing this. The process involves cold drawing the duplex, ferritic-martensitic steel to the desired diameter in a single, multi-pass operation. In a high-strength steel with a duplex ferrite-martensite microstructure, the strong, deformable second phase consists mainly of martensite, but may also contain bainite and residual austenite. The strong second phase is dispersed in a soft ductile ferrite matrix, with martensite providing the strength in the composite while ferrite providing the ductility. Fig. 1 is an optical micrograph showing a typical low-carbon, two-phase ferrite-martensite microstructure before cold drawing. Fig. 2 is a transmission electron micrograph of a dislocated band (lath) martensite which constitutes the strong second phase in the two-phase steel according to the present invention. Fig. 3 graphically shows a typical comparison between a cold drawing program for duplex microstructure steel wire according to the present invention and the drawing program for pearlite steel wire according to the known patenting method.
I henhold til foreliggende oppfinnelse fremstilles høyster-ke, høyduktile ståltråder eller -staver, hvorved en lav-kar.bonstålblanding, særpreget ved en dupleks mikrostruktur hovedsakelig bestående av en sterk andre fase dispergert i en myk ferritmatrise, koldtrekkes til denønskete diameter i en.enkelt flerpassasjeoperasjon. Utgangsstål blandingen bør før koldtrekningen utvise en dupleks mikro-i struktur og morfologi som er tilstrekkelig til å tilveiebringe et nivå av koldformbarhet som tillater nedsettelse av tverrsnittsarealet med opp til 99,9 % under koldtrekningen. According to the present invention, high-strength, highly ductile steel wires or rods are produced, whereby a low-carbon steel mixture, characterized by a duplex microstructure mainly consisting of a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix, is cold drawn to the desired diameter in a single multi-passage operation. The starting steel mixture should, prior to cold drawing, exhibit a duplex micro-i structure and morphology sufficient to provide a level of cold formability that allows a reduction of the cross-sectional area by up to 99.9% during cold drawing.
Foreliggende fremgangsmåte tilveiebringer en fordel fremfor den kjente prosess ved at den eliminerer de mellomliggende varmebehandlinger eller patenteringstrinn som anvendes ved den kjente fremgangsmåte for fremstilling av perlitt-ståltråd, og derved nedsetter kompleksiteten, omkostningene og energi-forbruket for fremgangsmåten. Ytterligere kan et større område av stav- og tråddiameterstørrelser fremstilles ved foreliggende fremgangsmåte enn ved patenteringsmetoden. Ved patenteringsmetoden er det en innebygget begrensning med The present method provides an advantage over the known process in that it eliminates the intermediate heat treatments or patenting steps used in the known method for producing pearlite steel wire, thereby reducing the complexity, costs and energy consumption of the method. Furthermore, a larger range of rod and wire diameter sizes can be produced by the present method than by the patent method. With the patenting method, there is a built-in limitation
hensyn til den maksimale tråddiameter som kan fremstillestaking into account the maximum wire diameter that can be produced
ved et gitt styrkenivå.at a given strength level.
Under henvisning til fig. 3 er forskjellene mellom foreliggende fremgangsmåte og patenteringsfremgangsmåten vist. With reference to fig. 3, the differences between the present method and the patent method are shown.
Den heltrukne linje viser koldtrekningsprogrammet for en lav-karbon, dupleks ståltråd i henhold til oppfinnelsen og bruddstyrkene som kan erholdes for forskjellige diametre. The solid line shows the cold drawing program for a low carbon, duplex steel wire according to the invention and the breaking strengths that can be obtained for different diameters.
Den stiplete linje indikerer trekningsprogrammet for en perlitt-ståltråd i henhold til patenteringsmetoden, innbefattende de mellomliggende varmebehandlinger. Ved trekning av perlitt ståltråden er de mellomliggende varmebehandlinger nødvendige for å oppnå den høye bruddstyrke som kan oppnås ved foreliggende fremgangsmåte for forskjellige diametre. Disse mellomliggende varmebehandlinger forøker kompleksite- The dashed line indicates the drawing program for a pearlite steel wire according to the patent method, including the intermediate heat treatments. When drawing the pearlite steel wire, the intermediate heat treatments are necessary to achieve the high breaking strength that can be achieved by the present method for different diameters. These intermediate heat treatments increase the complexity of
ten og omkostningene for prosessen ved fremstilling av høy-styrkeståltråd. Foreliggende fremgangsmåte omfatter ingen mellomliggende varmebehandling og tilveiebringer således en betydelig forbedring fremfor kjente fremgangsmåter. ten and the costs of the process in the manufacture of high-strength steel wire. The present method does not include any intermediate heat treatment and thus provides a significant improvement over known methods.
Med foreliggende fremgangsmåte kan det fremstilles ståltråder og -staver med vide grenser for bruddstyrke, duktilitet og diameter. Sluttegenskapene for ståltråden eller -staven With the present method, steel wires and rods can be produced with wide limits for breaking strength, ductility and diameter. The end properties of the steel wire or rod
i in
1 for en gitt diameter bestemmes av en kombinasjon av den ' initiale mikrostruktur, egenskapene for utgangsstålet og mengden av etterfølgende reduksjon i tverrsnittarealet under koldtrekkeprosessen. Da mikrostrukturen for stålet lett kan påvirkes ved passende termisk behandling, kan egenskapene for den trukne tråd skreddersys for å passe overens med krevete spesifikasjoner for den ønskete anvendelse. Valget av legerende elementer slik som silicium, aluminium, mangan og karbindannende elementer, såsom molybden, niob, vanadium og lignende, bestemmes av den ønskete mikrostruktur og ønskete egenskaper. Således kan et bredt område av legeringer, innbefattende mange enkle og billige legeringer, anvendes sålenge de kan varmebehandles til å gi den ønskete tofase-mikrostruktur. 1 for a given diameter is determined by a combination of the initial microstructure, the properties of the starting steel and the amount of subsequent reduction in cross-sectional area during the cold drawing process. As the microstructure of the steel can be easily affected by appropriate thermal treatment, the properties of the drawn wire can be tailored to match the required specifications for the desired application. The choice of alloying elements such as silicon, aluminium, manganese and carbide-forming elements such as molybdenum, niobium, vanadium and the like is determined by the desired microstructure and desired properties. Thus, a wide range of alloys, including many simple and inexpensive alloys, can be used as long as they can be heat treated to give the desired two-phase microstructure.
En foretrukket dupleks mikrostruktur er ferritt-martensittmikrostrukturen. En annen foretrukket mikrostruktur er dupleks ferritt-bainitttmikrostrukturen. I begge tilfeller er den sterke andre fase enten martensitt eller bainitt, dispergert i en myk, duktil ferrittmatrise. A preferred duplex microstructure is the ferrite-martensite microstructure. Another preferred microstructure is the duplex ferrite-bainite microstructure. In both cases, the strong second phase is either martensite or bainite, dispersed in a soft, ductile ferrite matrix.
I én foretrukket utførelsesform av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen utgjøres utgangsstålblandingen hovedsakelig av jern med 0,05 til 0,15 vekt% karbon, og 1,0 til 3,0 vekt% silicium. I en annen foretrukket utførelsesform består utgangsstålblandingen hovedsakelig av jern, fra 0,05 til 0,15 vekt% karbon, 1-3 vekt% silicium og 0,05-0,15 vekt% vanadium. I de to foretrukne utførelsesformer Mr stålblandingen behandlet termisk til å gi en dupleks, ferritt-martensitt-mikrostruktur i en fibrøs raorlologi. Kort sagt omfatter den foretrukne fremgangsmåte å austenittisere stålblandingen, avkjøle denne for å omforme austenitt til hovedsakelig 100% martensitt, oppvarme den resulterende stålblanding til en anløpningstemperatur i tilstrekkelig tid til å tilveiebringe det ønskete forhold>mellom austenitt og ferritt, og raskt av-kjøle austenitt-ferrittblandingen for å omdanne austenitt til martensitt, og koldtrekke det resulterende tofase-stål som er kjennetegnet av en dupleks ferritt-martensitt mikro-: In one preferred embodiment of the method according to the invention, the starting steel mixture consists mainly of iron with 0.05 to 0.15% by weight of carbon, and 1.0 to 3.0% by weight of silicon. In another preferred embodiment, the starting steel mixture consists mainly of iron, from 0.05 to 0.15 wt% carbon, 1-3 wt% silicon and 0.05-0.15 wt% vanadium. In the two preferred embodiments, the Mr steel alloy is thermally treated to give a duplex, ferrite-martensite microstructure in a fibrous morphology. Briefly, the preferred method involves austenitizing the steel mixture, cooling it to transform the austenite to substantially 100% martensite, heating the resulting steel mixture to a tempering temperature for a sufficient time to provide the desired austenite to ferrite ratio, and rapidly cooling the austenite -the ferrite mixture to convert austenite to martensite, and cold draw the resulting two-phase steel characterized by a duplex ferrite-martensite micro-:
I IN
I IN
struktur i en fibrøs morfologi tilden ønskete., diameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon. structure in a fibrous morphology until the desired., diameter in a single multipass operation.
Mere spesielt blir utgångsstålblandingen oppvarmet til en temperatur, T^, over den kritiske temperatur ved hvilken austenitt dannes. Temperaturområdet for , ligger i området lOSoPc - 1170°C. Blandingen holdes ved denne temperatur i en tidsperiode tilstrekkelig til en fullstendig austeni-tisering av stålet. Den resulterende blanding avkjøles for å omdanne austenitt hovedsakelig til 100% martensitt. Blandingen blir deretter gjenoppvarmet til en anløpningstempe-ratur, 1^, i tofase (a + a) området, a + Y temperaturområdet er 800°-1000°C. Blandingen holdes ved denne temperatur i en tidsperiode tilstrekkelig til å omdanne martensitt-stålblandingen til det ønskete volumforhold av ferritt og austenitt. Ved den endelige kjøling omdannes austenitt til martensitt og resulterer i en sterk andre fase av martensitt dispergert i en myk eller duktil ferrittmatrise. More specifically, the starting steel mixture is heated to a temperature, T , above the critical temperature at which austenite forms. The temperature range for , is in the range lOSoPc - 1170°C. The mixture is kept at this temperature for a period of time sufficient for complete austenitisation of the steel. The resulting mixture is cooled to convert austenite to essentially 100% martensite. The mixture is then reheated to an annealing temperature, 1^, in the two-phase (a + a) range, the a + Y temperature range being 800°-1000°C. The mixture is held at this temperature for a period of time sufficient to convert the martensite-steel mixture to the desired volume ratio of ferrite and austenite. On final cooling, austenite transforms to martensite and results in a strong second phase of martensite dispersed in a soft or ductile ferrite matrix.
På dette stadium er stålblandingen særpreget ved en spesiell mikrostruktur som er en fin, isotrop, aciculær martensitt i en duktil ferrittmatrise. Mikrostrukturen er et resultat av kombinasjonen av den dobbelte varmebehandling og tilstede-værelse av silicium i den ovenfor angitte mengde. Denne spesielle mikrostruktur maksimaliserer den potensiale duktilitet av den myke ferrittfase og utnytter fullt ut den sterke martensittfase som en belastningsbærende bestanddel i dupleksmikrostrukturen. Det er mikrostrukturen såvel som morfologien av stålblandingen som gjør det mulig at stålet kan koldtrekkes til den ønskete tråd- eller stavdiameter i en enkelt flerpassasjeoperasjon. At this stage, the steel mixture is characterized by a special microstructure which is a fine, isotropic, acicular martensite in a ductile ferrite matrix. The microstructure is a result of the combination of the double heat treatment and the presence of silicon in the quantity indicated above. This particular microstructure maximizes the potential ductility of the soft ferrite phase and fully utilizes the strong martensite phase as a load-bearing component of the duplex microstructure. It is the microstructure as well as the morphology of the steel mixture that makes it possible for the steel to be cold drawn to the desired wire or rod diameter in a single multi-pass operation.
Et hvilket som helst tofase-stål kan anvendes i foreliggende fremgangsmåte sålenge det kan dannes en dupleks mikrostruktur og morfologi med tilstrekkelig koldformbarhet til å tillate en reduksjon av tverrsnittsarealet opp til 99,9% når Any two-phase steel can be used in the present process as long as a duplex microstructure and morphology can be formed with sufficient cold formability to allow a reduction of the cross-sectional area up to 99.9% when
blandingen koldtrekkes. Mere spesielt utviser tofasé-, ferritt-martensittstål en større kontinuerlig f lyteoppf ørsel ,j the mixture is cold drawn. More particularly, two-phase, ferritic-martensitic steels exhibit a greater continuous flow behaviour,j
i i in i
høyere maksimal bruddstyrke og bedre duktilitet enn kommer--sielle høysterke, lavlegerte stål, innbefattende mikrolege-te finkornete stål. Ytterligere vil det høye bruddstyrke til flyteforhold og høye deformasjohsherdningshastighet i ferritt-martensitt-, tofase-stål gi utmerket koldformbarhet. higher maximum breaking strength and better ductility than commercial high-strength, low-alloy steels, including microalloyed fine-grained steels. In addition, the high fracture strength to flow conditions and high strain hardening rate in ferritic-martensitic, two-phase steels will provide excellent cold formability.
Den eksakte temperatur, T-^, til hvilket stålblandingen oppvarmes i det første austenitiseringstrinn er ikke kritisk sålenge den er over temperaturen ved hvilken fullstendig au-stenitisering finner sted. Den eksakte temperatur, T2 , i det andre oppvarmningstrinn,. hvor blandingen omdannes til to fa-ser av ferritt og austenitt er avhengig av det. ønskete volumforhold av ferritt til austenitt, som på sin side er avhengig av det ønskete volumforhold av ferritt-til-martensitt. Generelt vil det ønskete volumforhold av ferritt og marten--sitt være avhengig av de endelige ønskete resultater for ståltråden eller -staven. Generelt vil 10-40 volumprosent martensitt i.ferritt-martensittmikrostrukturen tillate at stålblandinen kan koldtrekkes til en diameter som represen-terer opp til 99,9% reduksjoner i tverrsnittarealet og like-vel resultere i ståltråder og -staver med en bruddstyrke på minst 827 pma. Vanligvis erholdes bruddstyrker i området 827 - 2687 mpa, men bruddstyrker over 2756 mpa kan også erholdes . The exact temperature, T-^ , to which the steel mixture is heated in the first austenitizing stage is not critical as long as it is above the temperature at which complete austenitization takes place. The exact temperature, T2, in the second heating stage,. where the mixture is converted into two phases of ferrite and austenite depends on it. desired volume ratio of ferrite to austenite, which in turn depends on the desired volume ratio of ferrite to martensite. In general, the desired volume ratio of ferrite and marten will depend on the final desired results for the steel wire or rod. In general, 10-40 volume percent martensite in the ferrite-martensite microstructure will allow the steel mixture to be cold drawn to a diameter that represents up to 99.9% reductions in the cross-sectional area and still result in steel wires and rods with a breaking strength of at least 827 pma . Typically, breaking strengths in the range 827 - 2687 mpa are obtained, but breaking strengths above 2756 mpa can also be obtained.
De følgende eksempler vil illustrere foreliggende fremgangsmåte klarere og viser de deri erholdte egenskaper for ståltråder og -staver, såvel som fremgangsmåtens fleksibilitet, ved å tillate valg av legeringer, bruddstyrker, duktilitet og diametre. The following examples will illustrate the present method more clearly and show the properties obtained therein for steel wires and rods, as well as the flexibility of the method, by allowing the choice of alloys, breaking strengths, ductility and diameters.
EKSEMPEL 1 EXAMPLE 1
En ståltråd med høystyrke og høy duktilitet ble fremstilt for å tilfredsstille kravene for kanttråd som anvendes ved fremstilling av bildekk. Kanttråd krever en bruddstyrke på 1860 mpa ved 5%'s forlengelse, og en proponalitetsgrense på 14 88 mpa. Kanttråden bør ha en diameter på ca. 0,9 4 mm og tilstrekkelig duktilitet til å tilfredsstille en torsjons-prøve som krever 58 aksielle turn i en lengde på 203 mm. A steel wire with high strength and high ductility was produced to satisfy the requirements for edge wire used in the manufacture of car tyres. Edge wire requires a breaking strength of 1860 mpa at 5% elongation, and a proponality limit of 14 88 mpa. The edge wire should have a diameter of approx. 0.9 4 mm and sufficient ductility to satisfy a torsion test requiring 58 axial turns in a length of 203 mm.
En stålstav med en diameter på 5,6 mm og med en sammensetning bestående hovedsakelig av- jern, 0,1 vekt% karbon, 2 vekt% silicium og 0,1 vekt% vanadium ble austenitisert og raskt avkjølt til å gi en i det vesentlige 100% martensitt-blanding. Staven ble deretter g.jenoppvarmet til en temperatur på 950°C i tofase a+ y området og raskt avkjølt til å A steel rod with a diameter of 5.6 mm and with a composition consisting mainly of iron, 0.1 wt% carbon, 2 wt% silicon and 0.1 wt% vanadium was austenitized and rapidly cooled to give an essentially 100% martensite mixture. The rod was then reheated to a temperature of 950°C in the two-phase a+ y region and rapidly cooled to
gi en dupleks ferritt-martensitt mikrostruktur inneholdende ca. 30 volum% martensitt og 70 volum% ferritt. Den nålelik-nende, aciculære karakter for ferritt-martensittmikrostrukturen er vist i det optiske fotomikrograffi i fig. 1. Den var-mebehandlete stav ble deretter koldtrukket gjennom en smurt konisk skive ned til en diameter på 0,9 4 mm i 8 gjennomgan-ger med ca. 36% reduksjon i tverrsnittsarealet pr. passasje. Etter en kort stress-frigjørende anløpning ved 425°C i henhold til vanlig praksis ble det oppnådd, en endelig bruddstyrke på 1902 mpa, hvilket tilfredsstilte bruddstyrkekra-vene for kanttråd. Duktiliteten for ståltråden var tilstrekkelig til å tilfredsstille tvinneprøvekravet. give a duplex ferrite-martensite microstructure containing approx. 30 vol% martensite and 70 vol% ferrite. The needle-like, acicular character of the ferrite-martensite microstructure is shown in the optical photomicrograph in fig. 1. The heat-treated rod was then cold-drawn through a lubricated conical disc down to a diameter of 0.94 mm in 8 passes with approx. 36% reduction in the cross-sectional area per passage. After a short stress-releasing temper at 425°C according to common practice, a final breaking strength of 1902 mpa was achieved, which satisfied the breaking strength requirements for edge wire. The ductility of the steel wire was sufficient to satisfy the twist test requirement.
EKSEMPEL 2EXAMPLE 2
En stålstav hovedsakelig bestående av jern, 0,1 vekt% karbon og 2,0 vekt% silicium ble varmvalset til en diameter på 6,4 mm. Staven ble deretter oppvarmet til en temperatur på 1150°C i ca. 30 min. for å austenitisere blandingen. Stålet ble deretter bråkjølt i isavkjølt saltlake for å omdanne austenitten til hovedsakelig 100% martensitt. Staven ble deretter raskt gjenoppvarmet til en tmperatur på 950°C for A steel rod consisting mainly of iron, 0.1 wt% carbon and 2.0 wt% silicon was hot rolled to a diameter of 6.4 mm. The rod was then heated to a temperature of 1150°C for approx. 30 min. to austenitize the mixture. The steel was then quenched in ice-cooled brine to convert the austenite to essentially 100% martensite. The rod was then quickly reheated to a temperature of 950°C for
å omdanne strukturen til ca. 70% ferritt og 30% austenitt. Stålstaveri ble deretter avkjølt i is/saltlake for å omdanne austenitt til martensitt. Til slutt ble staven koldtrukketj to transform the structure into approx. 70% ferrite and 30% austenite. Stålstaveri was then cooled in ice/brine to convert austenite to martensite. Finally, the rod was cold-drawn
■ . il ■ . ill
til en diameter .på 0,76 mm, ved hvilken dens bruddstyrke to a diameter .of 0.76 mm, at which its breaking strength
var 2460 mpa, og også trukket til en diameter på 0,61 mm, ved hvilken dens bruddstyrke var 24 80 mpa. Fortsatte kold-trekkinger kan gi bruddstyrker på 2 756 mpa eller høyere. was 2460 mpa, and also drawn to a diameter of 0.61 mm, at which its breaking strength was 24 80 mpa. Continued cold drawing can produce breaking strengths of 2,756 MPa or higher.
Claims (28)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/US1982/001722 WO1984002354A1 (en) | 1982-12-09 | 1982-12-09 | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO843184L true NO843184L (en) | 1984-08-08 |
Family
ID=22168441
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO843184A NO843184L (en) | 1982-12-09 | 1984-08-08 | TOP PHASE STEEL SHEETS AND STRANDS WITH HIGH STRENGTH AND LOW CARBON CONTENT, AND PROCEDURE FOR PRODUCING THEREOF |
Country Status (16)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0128139A4 (en) |
| JP (1) | JPS60500177A (en) |
| KR (2) | KR890003401B1 (en) |
| AU (1) | AU561976B2 (en) |
| BR (1) | BR8208108A (en) |
| CA (1) | CA1217997A (en) |
| DK (1) | DK359084D0 (en) |
| ES (1) | ES8504946A1 (en) |
| FI (1) | FI78929C (en) |
| IN (1) | IN157840B (en) |
| IT (1) | IT1194512B (en) |
| NO (1) | NO843184L (en) |
| NZ (1) | NZ206472A (en) |
| PT (1) | PT77796B (en) |
| WO (1) | WO1984002354A1 (en) |
| ZA (1) | ZA83757B (en) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4578124A (en) * | 1984-01-20 | 1986-03-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels |
| CA1332210C (en) * | 1985-08-29 | 1994-10-04 | Masaaki Katsumata | High strength low carbon steel wire rods and method of producing them |
| FR2672827A1 (en) * | 1991-02-14 | 1992-08-21 | Michelin & Cie | METALLIC WIRE COMPRISING A STEEL SUBSTRATE HAVING A WRINKLE - TYPE RECTANGULAR STRUCTURE AND A COATING; METHOD FOR OBTAINING THIS WIRE. |
| FR2743573A1 (en) * | 1996-01-16 | 1997-07-18 | Michelin & Cie | METAL WIRE READY FOR USE AND METHOD FOR OBTAINING THREAD |
| EP1428927B1 (en) * | 2002-12-04 | 2008-02-27 | Inventio Ag | Reinforced synthetic cable for lifts |
| ZA200308847B (en) * | 2002-12-04 | 2005-01-26 | Inventio Ag | Reinforced synthetic cable for lifts |
| EP2268839B1 (en) | 2008-03-04 | 2013-07-03 | NV Bekaert SA | Cold drawn low carbon steel filament and method of manufacturing said filament |
| WO2014083535A2 (en) | 2012-11-30 | 2014-06-05 | Pirelli Tyre S.P.A. | Reinforcement cord and tyre for vehicle wheels comprising such a reinforcement cord |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3423252A (en) * | 1965-04-01 | 1969-01-21 | United States Steel Corp | Thermomechanical treatment of steel |
| US3502514A (en) * | 1968-01-30 | 1970-03-24 | United States Steel Corp | Method of processing steel |
| SE335547B (en) * | 1970-02-11 | 1971-06-01 | Fagersta Bruks Ab | |
| FR2238768A1 (en) * | 1973-07-23 | 1975-02-21 | Sgtm | Thermo-mechanical treatment of austenitic steel - followed by controlled quenching giving mech props similar to expensive alloys |
| JPS51144329A (en) * | 1975-06-09 | 1976-12-11 | Kobe Steel Ltd | Process for producing high tensile stregth wire rod of coiled figure |
| US4088511A (en) * | 1976-07-29 | 1978-05-09 | Lasalle Steel Company | Steels combining toughness and machinability |
| US4067756A (en) * | 1976-11-02 | 1978-01-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High strength, high ductility low carbon steel |
| JPS57126913A (en) * | 1981-01-27 | 1982-08-06 | Kobe Steel Ltd | Production of high-toughness high-strength wire or rod steel |
| JPH05235118A (en) * | 1992-02-24 | 1993-09-10 | Nec Yamagata Ltd | Semiconductor element |
-
1982
- 1982-12-09 BR BR8208108A patent/BR8208108A/en unknown
- 1982-12-09 AU AU11087/83A patent/AU561976B2/en not_active Ceased
- 1982-12-09 EP EP19830900309 patent/EP0128139A4/en not_active Withdrawn
- 1982-12-09 WO PCT/US1982/001722 patent/WO1984002354A1/en not_active Application Discontinuation
- 1982-12-09 JP JP83500427A patent/JPS60500177A/en active Pending
-
1983
- 1983-02-01 IN IN117/CAL/83A patent/IN157840B/en unknown
- 1983-02-04 ZA ZA83757A patent/ZA83757B/en unknown
- 1983-12-02 NZ NZ206472A patent/NZ206472A/en unknown
- 1983-12-08 CA CA000442845A patent/CA1217997A/en not_active Expired
- 1983-12-09 KR KR1019830005825A patent/KR890003401B1/en not_active IP Right Cessation
- 1983-12-09 PT PT77796A patent/PT77796B/en not_active IP Right Cessation
- 1983-12-09 ES ES528241A patent/ES8504946A1/en not_active Expired
- 1983-12-09 IT IT24103/83A patent/IT1194512B/en active
-
1984
- 1984-07-20 DK DK359084A patent/DK359084D0/en not_active Application Discontinuation
- 1984-07-20 FI FI842931A patent/FI78929C/en not_active IP Right Cessation
- 1984-08-08 NO NO843184A patent/NO843184L/en unknown
-
1989
- 1989-06-28 KR KR1019890009331A patent/KR890003402B1/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0128139A4 (en) | 1985-09-16 |
| ES528241A0 (en) | 1985-04-16 |
| AU561976B2 (en) | 1987-05-21 |
| PT77796A (en) | 1984-01-01 |
| NZ206472A (en) | 1986-03-14 |
| DK359084A (en) | 1984-07-20 |
| PT77796B (en) | 1986-03-27 |
| FI78929B (en) | 1989-06-30 |
| DK359084D0 (en) | 1984-07-20 |
| JPS60500177A (en) | 1985-02-07 |
| ES8504946A1 (en) | 1985-04-16 |
| KR840006920A (en) | 1984-12-04 |
| WO1984002354A1 (en) | 1984-06-21 |
| EP0128139A1 (en) | 1984-12-19 |
| CA1217997A (en) | 1987-02-17 |
| IT8324103A0 (en) | 1983-12-09 |
| KR890003401B1 (en) | 1989-09-20 |
| ZA83757B (en) | 1984-03-28 |
| FI842931A (en) | 1984-07-20 |
| IN157840B (en) | 1986-07-05 |
| AU1108783A (en) | 1984-07-05 |
| KR890003402B1 (en) | 1989-09-20 |
| IT1194512B (en) | 1988-09-22 |
| BR8208108A (en) | 1984-12-11 |
| FI842931A0 (en) | 1984-07-20 |
| FI78929C (en) | 1989-10-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4613385A (en) | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same | |
| US4578124A (en) | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels | |
| US4619714A (en) | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes | |
| US4067756A (en) | High strength, high ductility low carbon steel | |
| EP1281782A1 (en) | Hot rolled wire or steel bar for machine structural use capable of dispensing with annealing, and method for producing the same | |
| US6673171B2 (en) | Medium carbon steel sheet and strip having enhanced uniform elongation and method for production thereof | |
| US4533401A (en) | Process for producing steel wire or rods of high ductility and strength | |
| JP2002285278A (en) | High strength and high ductility steel sheet with hyperfine crystal grain structure obtainable by subjecting plain low carbon steel to low strain working and annealing and production method therefor | |
| NO843184L (en) | TOP PHASE STEEL SHEETS AND STRANDS WITH HIGH STRENGTH AND LOW CARBON CONTENT, AND PROCEDURE FOR PRODUCING THEREOF | |
| JPS5921370B2 (en) | Manufacturing method for highly ductile and high tensile strength wire with excellent stress corrosion cracking resistance | |
| US4753691A (en) | Method of directly softening rolled machine structural steels | |
| US4295902A (en) | Method of manufacturing rolled steel products with high elastic limit | |
| JP2000144306A (en) | Medium-high carbon steel excellent in cold forgeability | |
| CA1239568A (en) | Erw oil-well pipe and process for producing same | |
| JPS61284554A (en) | Alloy steel for unrefined bolt or the like having superior toughness and steel material for unrefined bolt or the like using same | |
| JP2802155B2 (en) | Method for producing high-strength steel wire without heat treatment and excellent in fatigue resistance and wear resistance | |
| JPS62139818A (en) | Production of high-strength and high-toughness wire | |
| JPS62280326A (en) | Non-heattreated steel material for bolt excellent in toughness | |
| JPH09143621A (en) | Oil tempered steel wire for spring excellent in fatigue characteristic and its production | |
| JPS631378B2 (en) | ||
| JPS6250408A (en) | Production of high-strength high-ductility drawn wire | |
| JPS60155622A (en) | Production of high-tension bolt having excellent forgeability | |
| JPH05105951A (en) | Production of high strength steel wire | |
| GB2087927A (en) | Manufacture of rolled steel products having good weldability, a high elastic limit, and toughness at very low temperatures | |
| JPS5864353A (en) | Steel wire for spring |