JP3246210B2 - 高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法 - Google Patents
高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき
鋼撚線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル等に有用な耐食
性に優れた高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法に関
するものである。
鋼撚線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル等に有用な耐食
性に優れた高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐食性が要求されるＰＣ鋼線や吊橋用ケ
ーブル等の高強度線材を製造する場合、ある程度の線径
を有する高炭素鋼線材にパテンティング処理を行い、さ
らに所定の線径まで伸線加工して、その後耐食性を付与
するための溶融Ｚｎめっきが施されるのが一般的であ
る。しかしながらこの方法では、伸線加工後に４００℃
以上の高温での溶融めっき処理を行うため、せっかく伸
線加工によって向上した線材の強度が、再び低下してし
まうという問題があった。また伸線の度合いを増大させ
て強度を高めれば高めるほど、めっき処理による強度低
下が大きくなるため、結局この方法ではめっき鋼線の高
強度化が困難であった。
ーブル等の高強度線材を製造する場合、ある程度の線径
を有する高炭素鋼線材にパテンティング処理を行い、さ
らに所定の線径まで伸線加工して、その後耐食性を付与
するための溶融Ｚｎめっきが施されるのが一般的であ
る。しかしながらこの方法では、伸線加工後に４００℃
以上の高温での溶融めっき処理を行うため、せっかく伸
線加工によって向上した線材の強度が、再び低下してし
まうという問題があった。また伸線の度合いを増大させ
て強度を高めれば高めるほど、めっき処理による強度低
下が大きくなるため、結局この方法ではめっき鋼線の高
強度化が困難であった。
【０００３】そこで、高炭素鋼線材のＣ含有量を増加さ
せて強度向上を図ることが、安価で効果も大きいことか
ら、工業的に望ましい方法として検討されている。しか
し、Ｃ含有量が０．９％以上の過共析領域では、パテン
ティング時にオーステナイト粒界に沿って脆い初析セメ
ンタイトがネットワーク状に生成するため、伸線加工時
に初析セメンタイトの割れを起点とする断線が発生し、
伸線加工性が劣化するという問題が新たに生じた。
せて強度向上を図ることが、安価で効果も大きいことか
ら、工業的に望ましい方法として検討されている。しか
し、Ｃ含有量が０．９％以上の過共析領域では、パテン
ティング時にオーステナイト粒界に沿って脆い初析セメ
ンタイトがネットワーク状に生成するため、伸線加工時
に初析セメンタイトの割れを起点とする断線が発生し、
伸線加工性が劣化するという問題が新たに生じた。
【０００４】一方、Ｓｉは、パテンティング処理後の鋼
線強度を高め伸線後の鋼線強度も向上させる効果と、鋼
線の焼入性を向上させて初析セメンタイトの析出を押さ
える効果を持つ元素である。また、これらの効果だけで
なく、めっき処理による強度低下を抑制する効果も有し
ており溶融めっき鋼線の高強度化には非常に有効な元素
であるが、過剰な添加が鋼線の靭延性を低下させること
も知られている。
線強度を高め伸線後の鋼線強度も向上させる効果と、鋼
線の焼入性を向上させて初析セメンタイトの析出を押さ
える効果を持つ元素である。また、これらの効果だけで
なく、めっき処理による強度低下を抑制する効果も有し
ており溶融めっき鋼線の高強度化には非常に有効な元素
であるが、過剰な添加が鋼線の靭延性を低下させること
も知られている。
【０００５】そこで、Ｓｉを有する高炭素鋼線材に、溶
融めっきした後、加工や熱を加えることによって、高強
度高靭性を有する鋼線を得ようとする提案がいくつかな
されている。例えば、特開平４−２４６１２５号では溶
融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に矯正加工およびブルー
イング処理を施す方法が開示されている。また、特開平
４−２３６７５６号、特開平４−２３６７４２号には、
溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に伸線加工および加熱
処理を施す方法が開示されている。しかし、吊橋用めっ
き鋼線のようにめっき後の鋼線の加工ができない品種の
場合は、これらの従来技術を応用することはできない。
融めっきした後、加工や熱を加えることによって、高強
度高靭性を有する鋼線を得ようとする提案がいくつかな
されている。例えば、特開平４−２４６１２５号では溶
融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に矯正加工およびブルー
イング処理を施す方法が開示されている。また、特開平
４−２３６７５６号、特開平４−２３６７４２号には、
溶融Ｚｎ−Ａｌめっきを施した後に伸線加工および加熱
処理を施す方法が開示されている。しかし、吊橋用めっ
き鋼線のようにめっき後の鋼線の加工ができない品種の
場合は、これらの従来技術を応用することはできない。
【０００６】他方、鋼線表面の残留応力を圧縮応力とす
ることによって、捻回時の縦割れが抑制できることが知
られており、例えば、特公平３−６６３８６号には表面
の圧縮残留応力を特定範囲に制御した鋼線が開示されて
いる。しかし、この様に残留応力を制御しても、溶融め
っき工程を通過する鋼線の場合、線温が上昇してしまう
ため残留応力の効果はほとんど得られない。
ることによって、捻回時の縦割れが抑制できることが知
られており、例えば、特公平３−６６３８６号には表面
の圧縮残留応力を特定範囲に制御した鋼線が開示されて
いる。しかし、この様に残留応力を制御しても、溶融め
っき工程を通過する鋼線の場合、線温が上昇してしまう
ため残留応力の効果はほとんど得られない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明では、めっき工
程を通過しても、良好な捻回時の縦割れ特性と回転曲げ
疲労特性を有する高強度高靭性溶融めっき鋼線とその製
造方法を提供することを目的とする。
程を通過しても、良好な捻回時の縦割れ特性と回転曲げ
疲労特性を有する高強度高靭性溶融めっき鋼線とその製
造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決した本発
明の高強度高靭性溶融めっき鋼線は、 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる高炭素鋼線に溶融めっきを
施しためっき鋼線であって、めっき層と基材の界面から
中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカ
ース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ(kgf/mm2)
の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であるところに要旨を有す
る。
明の高強度高靭性溶融めっき鋼線は、 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる高炭素鋼線に溶融めっきを
施しためっき鋼線であって、めっき層と基材の界面から
中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカ
ース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ(kgf/mm2)
の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であるところに要旨を有す
る。
【０００９】また上記高炭素鋼線は、さらに、Ｃｕ：
０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎ
ｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｏ：０．０５〜１．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上や、Ｖ：０．０５〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種
以上を含有していてもよい。
０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎ
ｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｏ：０．０５〜１．０％、
Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上や、Ｖ：０．０５〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０１
〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種
以上を含有していてもよい。
【００１０】本発明のめっき鋼線において、めっき層と
基材の界面から中心へ向かって５０μｍまでの基材表層
部の平均ビッカース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度
ＴＳ（kgf/mm2)の比：Ｈｖ／ＴＳを２以下にするため
に、上記高炭素鋼線に、熱間圧延後直接パテンティング
処理を行うかもしくは再オーステナイト化後にパテンテ
ィング処理を行って微細パーライトを主要組織とする鋼
線とした後に冷間伸線を行い、この冷間伸線後の鋼線の
表面のみに焼戻し処理を施し、次いで溶融ＺｎまたはＺ
ｎ−Ａｌめっきを施す方法が推奨される。このときの、
焼戻し処理手段が、高周波加熱法またはレーザー加熱法
であることは本発明法の好ましい実施態様である。
基材の界面から中心へ向かって５０μｍまでの基材表層
部の平均ビッカース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度
ＴＳ（kgf/mm2)の比：Ｈｖ／ＴＳを２以下にするため
に、上記高炭素鋼線に、熱間圧延後直接パテンティング
処理を行うかもしくは再オーステナイト化後にパテンテ
ィング処理を行って微細パーライトを主要組織とする鋼
線とした後に冷間伸線を行い、この冷間伸線後の鋼線の
表面のみに焼戻し処理を施し、次いで溶融ＺｎまたはＺ
ｎ−Ａｌめっきを施す方法が推奨される。このときの、
焼戻し処理手段が、高周波加熱法またはレーザー加熱法
であることは本発明法の好ましい実施態様である。
【００１１】また、めっき層と基材の界面から中心へ向
かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカース硬さ
Ｈｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kgf/mm2)の比：Ｈ
ｖ／ＴＳを２以下にするために、焼戻しではなく、冷間
伸線前の鋼線に脱炭処理を行う方法を採用することも本
発明法の好ましい実施態様である。
かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカース硬さ
Ｈｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kgf/mm2)の比：Ｈ
ｖ／ＴＳを２以下にするために、焼戻しではなく、冷間
伸線前の鋼線に脱炭処理を行う方法を採用することも本
発明法の好ましい実施態様である。
【００１２】
【作用】まず本発明のめっき鋼線の最適化学成分限定理
由を説明する。 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｃは、鋼線の強度を上げるために有効な元素であり、経
済的でもある。Ｃ含有量が０．７％より少ないと、鋼線
の強度向上効果を発揮するには不充分である。しかし、
Ｃ量が１．２％を超えると鋼線の延性の低下が顕著とな
る。
由を説明する。 Ｃ：０．７〜１．２％ Ｃは、鋼線の強度を上げるために有効な元素であり、経
済的でもある。Ｃ含有量が０．７％より少ないと、鋼線
の強度向上効果を発揮するには不充分である。しかし、
Ｃ量が１．２％を超えると鋼線の延性の低下が顕著とな
る。
【００１３】Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｓｉは脱酸剤として働く上、フェライトに固溶して、固
溶体の強度を顕著に高める効果がある。さらに、フェラ
イト中のＳｉは、伸線後に行われる溶融めっき時の強度
低下を低減させる効果がある。これらの効果は鋼線中に
Ｓｉが含まれていれば認められるが、より顕著に発現す
るのはＳｉが０．５％以上のときである。しかし、Ｓｉ
を過剰に添加すると、伸線後の鋼線の延性が低下するの
で、Ｓｉ量の上限は２．０％とした。
溶体の強度を顕著に高める効果がある。さらに、フェラ
イト中のＳｉは、伸線後に行われる溶融めっき時の強度
低下を低減させる効果がある。これらの効果は鋼線中に
Ｓｉが含まれていれば認められるが、より顕著に発現す
るのはＳｉが０．５％以上のときである。しかし、Ｓｉ
を過剰に添加すると、伸線後の鋼線の延性が低下するの
で、Ｓｉ量の上限は２．０％とした。
【００１４】Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ｍｎは脱酸剤としての効果と、鋼線の焼入性を向上させ
て鋼線の断面内の組織の均一性を高める効果を有する。
しかし、Ｍｎを過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテ
ンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成して伸線加工
性が低下するため、含有量の上限は１．０％とした。
て鋼線の断面内の組織の均一性を高める効果を有する。
しかし、Ｍｎを過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテ
ンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成して伸線加工
性が低下するため、含有量の上限は１．０％とした。
【００１５】Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ａｌは脱酸剤として、またＮとの複合添加によりオース
テナイト粒度の粗大化防止に有効である。しかし、添加
量が０．０２％より少ないとこの効果の発現が不充分で
あり、過剰に添加すると窒化物量が増加し過ぎて伸線性
を悪化させるため０．０７％を超えて添加してはならな
い。
テナイト粒度の粗大化防止に有効である。しかし、添加
量が０．０２％より少ないとこの効果の発現が不充分で
あり、過剰に添加すると窒化物量が増加し過ぎて伸線性
を悪化させるため０．０７％を超えて添加してはならな
い。
【００１６】Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％ Ｎは鋼線中でＡｌの窒化物となり、加熱時のオーステナ
イト粒度の粗大化防止に有効である。添加量が０．００
３０％より少ないとこの効果が充分発現されない。また
０．０１５０％を超えて添加すると、Ａｌの窒化物が増
加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎ
が伸線中の時効を促進することがあるため上限を０．０
１５０％とした。
イト粒度の粗大化防止に有効である。添加量が０．００
３０％より少ないとこの効果が充分発現されない。また
０．０１５０％を超えて添加すると、Ａｌの窒化物が増
加し過ぎて伸線性に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎ
が伸線中の時効を促進することがあるため上限を０．０
１５０％とした。
【００１７】本発明のめっき鋼線は、上記必須成分を有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるものである
が、次に挙げる化学成分、すなわち、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＷよりなる群から選択される１種以上、
あるいはさらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉよりなる群から選
択される１種以上の化学成分を積極的に添加した鋼種に
おいても本発明法を好適に用いることができる。
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるものである
が、次に挙げる化学成分、すなわち、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＷよりなる群から選択される１種以上、
あるいはさらに、Ｖ、ＮｂおよびＴｉよりなる群から選
択される１種以上の化学成分を積極的に添加した鋼種に
おいても本発明法を好適に用いることができる。
【００１８】Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｕは析出硬化作用によって鋼線の強度を向上させる
が、０．０５％より少ない添加量では効果が小さ過ぎ
る。しかし過剰に添加すると、強度向上効果が飽和する
だけでなく、粒界脆化を招くため、熱間圧延時に鋳塊表
面がひび割れてしまうことがあるので上限を０．５％と
した。
が、０．０５％より少ない添加量では効果が小さ過ぎ
る。しかし過剰に添加すると、強度向上効果が飽和する
だけでなく、粒界脆化を招くため、熱間圧延時に鋳塊表
面がひび割れてしまうことがあるので上限を０．５％と
した。
【００１９】Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｃｒは、鋼線の強度と伸線加工性を向上させる。これ
は、Ｃｒによってパーライトにおけるラメラ間隔が微細
化することによる。この効果が認められるのは０．０５
％以上の添加量のときであるが、１．０％を超えて添加
すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、生産性の点
から好ましくない。
は、Ｃｒによってパーライトにおけるラメラ間隔が微細
化することによる。この効果が認められるのは０．０５
％以上の添加量のときであるが、１．０％を超えて添加
すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、生産性の点
から好ましくない。
【００２０】Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｉは鋼線の強度向上にはあまり寄与しないが、伸線材
の靭性を高める効果を有する。この効果が認められるの
は０．０５％以上の添加量のときであるが、１．０％を
超えて添加すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、
生産性の点から好ましくない。
の靭性を高める効果を有する。この効果が認められるの
は０．０５％以上の添加量のときであるが、１．０％を
超えて添加すると変態終了時間が長くなり過ぎるため、
生産性の点から好ましくない。
【００２１】Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｃｏは０．０５％以上の添加で、初析セメンタイトの析
出を抑制する。しかし１．０％を超えて添加してもその
効果は飽和し、不経済であるため上限を１．０％とし
た。
出を抑制する。しかし１．０％を超えて添加してもその
効果は飽和し、不経済であるため上限を１．０％とし
た。
【００２２】Ｗ：０．０５〜１．０％ Ｗは０．０５％以上の添加で、鋼線強度を向上させる作
用を有する。しかし１．０％を超えて添加しても、その
効果は飽和し、逆に延靭性の低下を引き起こすため上限
を１．０％とした。
用を有する。しかし１．０％を超えて添加しても、その
効果は飽和し、逆に延靭性の低下を引き起こすため上限
を１．０％とした。
【００２３】Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｂ：０．００
０５〜０．００５０％ これらの元素は、鋼線中で微細な炭窒化物を形成し、析
出硬化によって鋼線の強度を向上させると共に、加熱時
のオーステナイト粒度の粗大化防止に役立つ。上記下限
値より少ない添加量ではこの効果は認められない。一
方、上限値を超えて添加すると、炭窒化物量が増大し過
ぎ、炭窒化物自体の粒子径も大きくなり過ぎるため延性
が悪くなる。
〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｂ：０．００
０５〜０．００５０％ これらの元素は、鋼線中で微細な炭窒化物を形成し、析
出硬化によって鋼線の強度を向上させると共に、加熱時
のオーステナイト粒度の粗大化防止に役立つ。上記下限
値より少ない添加量ではこの効果は認められない。一
方、上限値を超えて添加すると、炭窒化物量が増大し過
ぎ、炭窒化物自体の粒子径も大きくなり過ぎるため延性
が悪くなる。
【００２４】本発明のめっき鋼線は上記化学成分を含有
するものであるが、本発明において最もポイントとなる
必須構成要件は、溶融めっき鋼線のめっき層と基材の界
面から中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均
ビッカース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kg
f/mm2)の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であるという点であ
る。本発明者等が一般的な鋼線の上記比Ｈｖ／ＴＳを検
討したところ、２．８〜２．９であった。従って、強度
ＴＳが大きくなるとＨｖも大きくなっていることがわか
る。しかし、鋼線の強度が高くなると延性が悪化するた
め、捻回時の縦割れ性も劣ったものとなってしまう。こ
の点について本発明者等が検討した結果、鋼線の表面層
のみを軟化すれば高強度でしかも捻回時の縦割れの発生
がない鋼線が得られることを見出したものである。
するものであるが、本発明において最もポイントとなる
必須構成要件は、溶融めっき鋼線のめっき層と基材の界
面から中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均
ビッカース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kg
f/mm2)の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であるという点であ
る。本発明者等が一般的な鋼線の上記比Ｈｖ／ＴＳを検
討したところ、２．８〜２．９であった。従って、強度
ＴＳが大きくなるとＨｖも大きくなっていることがわか
る。しかし、鋼線の強度が高くなると延性が悪化するた
め、捻回時の縦割れ性も劣ったものとなってしまう。こ
の点について本発明者等が検討した結果、鋼線の表面層
のみを軟化すれば高強度でしかも捻回時の縦割れの発生
がない鋼線が得られることを見出したものである。
【００２５】本発明では、軟化させるべき鋼線の表面層
は、めっき層と金属基材の界面から中心へ向かって５０
μｍまでの部分である。すなわち、めっき前の鋼線にお
いては鋼線表面から深さ５０μｍまでの部分である。こ
の表面層のみを後述の焼入れまたは脱炭によって軟化さ
せる（軟化後の表面層を表面軟化層ということがある）
ことによって、捻回時の縦割れを可及的に抑制すること
ができる。図１には、表面軟化層の深さ（めっき層と金
属基材の界面から中心へ向かって測定される層の深さ）
を変化させた時のめっき鋼線の回転曲げ疲労試験で測定
された疲労限（繰り返し回数１０００万回で破断しない
応力）を示した。図１から明らかな様に表面軟化層が５
０μｍを超えると疲労限が低下していくので、本発明で
は軟化させるべき表面層を鋼線表面から５０μｍまでと
規定した。
は、めっき層と金属基材の界面から中心へ向かって５０
μｍまでの部分である。すなわち、めっき前の鋼線にお
いては鋼線表面から深さ５０μｍまでの部分である。こ
の表面層のみを後述の焼入れまたは脱炭によって軟化さ
せる（軟化後の表面層を表面軟化層ということがある）
ことによって、捻回時の縦割れを可及的に抑制すること
ができる。図１には、表面軟化層の深さ（めっき層と金
属基材の界面から中心へ向かって測定される層の深さ）
を変化させた時のめっき鋼線の回転曲げ疲労試験で測定
された疲労限（繰り返し回数１０００万回で破断しない
応力）を示した。図１から明らかな様に表面軟化層が５
０μｍを超えると疲労限が低下していくので、本発明で
は軟化させるべき表面層を鋼線表面から５０μｍまでと
規定した。
【００２６】上記表面層を軟化させる度合いは、表面層
の平均ビッカース硬さで規定する。表面層の平均ビッカ
ース硬さＨｖは、コード法で測定される値を採用した。
コード法とは、R.H.Gassner, Metal Progress, March,
59(1978)に示された方法である。具体的には、図２に示
す様に、鋼線を表層から中心へ向かって斜めに研磨し、
研磨面端部からΔの点でビッカース硬さを測定する。研
磨面長さをＣ、鋼線の半径をｒとすれば測定点の深さｄ
はｄ＝ｒ−｛ｒ2 −Δ・（Ｃ−Δ）｝1/2 で与えられ
る。本発明では表面層のＨｖを、めっき層と金属基材の
界面から鋼線中心方向へ向かって深さ１０、２０、３
０、４０、５０μｍのそれぞれの部分について測定した
Ｈｖの平均値と定めた。コード法は、鋼線表面近傍の硬
さを比較的大きな荷重で測定できるため、誤差は従来法
に比べ非常に小さくなる。
の平均ビッカース硬さで規定する。表面層の平均ビッカ
ース硬さＨｖは、コード法で測定される値を採用した。
コード法とは、R.H.Gassner, Metal Progress, March,
59(1978)に示された方法である。具体的には、図２に示
す様に、鋼線を表層から中心へ向かって斜めに研磨し、
研磨面端部からΔの点でビッカース硬さを測定する。研
磨面長さをＣ、鋼線の半径をｒとすれば測定点の深さｄ
はｄ＝ｒ−｛ｒ2 −Δ・（Ｃ−Δ）｝1/2 で与えられ
る。本発明では表面層のＨｖを、めっき層と金属基材の
界面から鋼線中心方向へ向かって深さ１０、２０、３
０、４０、５０μｍのそれぞれの部分について測定した
Ｈｖの平均値と定めた。コード法は、鋼線表面近傍の硬
さを比較的大きな荷重で測定できるため、誤差は従来法
に比べ非常に小さくなる。
【００２７】図３には、後述する実施例で得られためっ
き鋼線の引張強度ＴＳと表面軟化層の平均ビッカース硬
さＨｖの関係を示した。捻回試験の破面状態で正常なも
のを白丸、異常破面を黒丸としてプロットしている。点
線はＨｖ／ＴＳ＝２の直線である。図３からも明らかな
様に、同じＴＳを示すめっき鋼線であっても、Ｈｖ／Ｔ
Ｓが２を超えるめっき鋼線はすべて異常破面である。表
面軟化層のＨｖが捻回時の破面状態に大きな影響を及ぼ
すことがわかる。従って本発明では、Ｈｖ／ＴＳが２以
下であることを必須要件とした。
き鋼線の引張強度ＴＳと表面軟化層の平均ビッカース硬
さＨｖの関係を示した。捻回試験の破面状態で正常なも
のを白丸、異常破面を黒丸としてプロットしている。点
線はＨｖ／ＴＳ＝２の直線である。図３からも明らかな
様に、同じＴＳを示すめっき鋼線であっても、Ｈｖ／Ｔ
Ｓが２を超えるめっき鋼線はすべて異常破面である。表
面軟化層のＨｖが捻回時の破面状態に大きな影響を及ぼ
すことがわかる。従って本発明では、Ｈｖ／ＴＳが２以
下であることを必須要件とした。
【００２８】次に、Ｈｖ／ＴＳを２以下にするための方
法を説明する。本発明のめっき鋼線は、前記化学成分の
高炭素鋼線を、熱間圧延→直接もしくは再オーステナイ
ト化後にパテンティング→冷間伸線→溶融ＺｎまたはＺ
ｎ−Ａｌめっきという工程を通して高強度高靭性溶融め
っき鋼線とするものである。本発明では上述の様に鋼線
の表面層を軟化させる必要があるので、上記工程中、冷
間伸線前または後に鋼線表面層のみを焼戻す方法、また
は冷間伸線前の鋼線表面層の脱炭を行う方法を採用する
ことが推奨される。鋼線の表面層を焼き戻すための好ま
しい方法としては、高周波加熱またはレーザー加熱が挙
げられる。
法を説明する。本発明のめっき鋼線は、前記化学成分の
高炭素鋼線を、熱間圧延→直接もしくは再オーステナイ
ト化後にパテンティング→冷間伸線→溶融ＺｎまたはＺ
ｎ−Ａｌめっきという工程を通して高強度高靭性溶融め
っき鋼線とするものである。本発明では上述の様に鋼線
の表面層を軟化させる必要があるので、上記工程中、冷
間伸線前または後に鋼線表面層のみを焼戻す方法、また
は冷間伸線前の鋼線表面層の脱炭を行う方法を採用する
ことが推奨される。鋼線の表面層を焼き戻すための好ま
しい方法としては、高周波加熱またはレーザー加熱が挙
げられる。
【００２９】また脱炭処理は冷間伸線前、特にパテンテ
ィング処理時に同時に行うことが製造効率的に好まし
い。パテンティングのときの加熱時間を長めに設定する
ことによって脱炭が可能である。なお、焼戻しと脱炭の
両方を行って表面層の軟化を行ってもよい。
ィング処理時に同時に行うことが製造効率的に好まし
い。パテンティングのときの加熱時間を長めに設定する
ことによって脱炭が可能である。なお、焼戻しと脱炭の
両方を行って表面層の軟化を行ってもよい。
【００３０】
【実施例】以下実施例によって本発明をさらに詳述する
が、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・
後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て
本発明の技術範囲に包含される。
が、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・
後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て
本発明の技術範囲に包含される。
【００３１】表１には、実施例で使用した鋼の化学成分
をそれぞれ重量％で示した。表１に示した鋼を、まず溶
融めっき後の最終線径３ｍｍのものは７．５ｍｍに、最
終線径５ｍｍのものは１２ｍｍに、最終線径７ｍｍにす
る場合は１４ｍｍに熱間圧延し、その線径のまま鉛パテ
ンティング処理（再加熱：９５０℃×５分、恒温変態：
５４０℃×４分）を行った。パテンティング時に脱炭を
行う場合（表４）は、再加熱の時間を１０分とした。
をそれぞれ重量％で示した。表１に示した鋼を、まず溶
融めっき後の最終線径３ｍｍのものは７．５ｍｍに、最
終線径５ｍｍのものは１２ｍｍに、最終線径７ｍｍにす
る場合は１４ｍｍに熱間圧延し、その線径のまま鉛パテ
ンティング処理（再加熱：９５０℃×５分、恒温変態：
５４０℃×４分）を行った。パテンティング時に脱炭を
行う場合（表４）は、再加熱の時間を１０分とした。
【００３２】その後ダイスの出口で線材を冷却し１７０
℃以下に保持したままで目標線径に伸線した。続く直線
加工の後に、表２に示した実験では、出力一定の高周波
加熱炉内に鋼線を通した。このとき、線速を変えながら
表面軟化層の深さ（厚み）と硬さを変化させている。焼
戻しの後は、溶融Ｚｎめっきを施した。表３には、出力
一定のＣＯ2 レーザーで線速を変えながら表面層軟化処
理を行い、溶融Ｚｎめっきを施した鋼線についての結果
を示した。表４には、パテンティング時に脱炭を行った
溶融Ｚｎめっき鋼線の特性結果を示した。
℃以下に保持したままで目標線径に伸線した。続く直線
加工の後に、表２に示した実験では、出力一定の高周波
加熱炉内に鋼線を通した。このとき、線速を変えながら
表面軟化層の深さ（厚み）と硬さを変化させている。焼
戻しの後は、溶融Ｚｎめっきを施した。表３には、出力
一定のＣＯ2 レーザーで線速を変えながら表面層軟化処
理を行い、溶融Ｚｎめっきを施した鋼線についての結果
を示した。表４には、パテンティング時に脱炭を行った
溶融Ｚｎめっき鋼線の特性結果を示した。
【００３３】なお、表２〜４に示した各特性の測定方法
は以下の通りである。 〔表面層の平均ビッカース硬さＨｖ：平均硬さＨｖと省
略する〕コード法で測定される値を採用し、めっき層と
金属基材の界面から鋼線中心方向へ向かって１０、２
０、３０、４０、５０μｍのそれぞれの部分について測
定したビッカース硬さＨｖの平均値。 〔捻回時の異常破面率〕１０本のサンプルを捻回試験に
供し、異常破面が発生する比率をパーセントで示した。 〔回転曲げ疲労特性〕繰り返し回数１０００万回で破断
しない応力（疲労限）が４０ｋｇｆ／ｍｍ2以上のもの
を「良好」とした。 〔判定〕めっき鋼線の引張強度が200kgf/mm2以上で、異
常破面率が０％、かつ回転曲げ疲労特性が良好なものを
○として、いずれかひとつでも満足しないものを×とし
た。
は以下の通りである。 〔表面層の平均ビッカース硬さＨｖ：平均硬さＨｖと省
略する〕コード法で測定される値を採用し、めっき層と
金属基材の界面から鋼線中心方向へ向かって１０、２
０、３０、４０、５０μｍのそれぞれの部分について測
定したビッカース硬さＨｖの平均値。 〔捻回時の異常破面率〕１０本のサンプルを捻回試験に
供し、異常破面が発生する比率をパーセントで示した。 〔回転曲げ疲労特性〕繰り返し回数１０００万回で破断
しない応力（疲労限）が４０ｋｇｆ／ｍｍ2以上のもの
を「良好」とした。 〔判定〕めっき鋼線の引張強度が200kgf/mm2以上で、異
常破面率が０％、かつ回転曲げ疲労特性が良好なものを
○として、いずれかひとつでも満足しないものを×とし
た。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】以上の実験例から次のことがわかった。実
験No. １〜２８は、高周波加熱で表面層を軟化させた実
験例である。No. １はＣの少ない鋼種Ａを用いているた
め、引張強度が低かった。No. ２、３および７、８は本
発明例であり、強度、捻回時の特性、回転疲労特性のい
ずれにも優れていた。No. ４は、表面軟化層は２５μｍ
と本発明規定範囲内であるが、軟化が不充分でＨｖ／Ｔ
Ｓが２を超えたため、捻回時の縦割れ発生率が１００％
と非常に劣っている。No. ５は表面軟化処理を施してい
ないため、やはり異常破面率が高い。No. ６、１０は、
軟化させた表面層が５０μｍをこえているので回転曲げ
特性が劣ったものとなった。No. ７、８はＢを用いてい
るが、めっき後の伸線工程での減面率が低いため強度が
低く、No. ９は軟化が不充分でＨｖ／ＴＳが２を超えた
ため捻回試験時の異常破面率が多い。
験No. １〜２８は、高周波加熱で表面層を軟化させた実
験例である。No. １はＣの少ない鋼種Ａを用いているた
め、引張強度が低かった。No. ２、３および７、８は本
発明例であり、強度、捻回時の特性、回転疲労特性のい
ずれにも優れていた。No. ４は、表面軟化層は２５μｍ
と本発明規定範囲内であるが、軟化が不充分でＨｖ／Ｔ
Ｓが２を超えたため、捻回時の縦割れ発生率が１００％
と非常に劣っている。No. ５は表面軟化処理を施してい
ないため、やはり異常破面率が高い。No. ６、１０は、
軟化させた表面層が５０μｍをこえているので回転曲げ
特性が劣ったものとなった。No. ７、８はＢを用いてい
るが、めっき後の伸線工程での減面率が低いため強度が
低く、No. ９は軟化が不充分でＨｖ／ＴＳが２を超えた
ため捻回試験時の異常破面率が多い。
【００３９】鋼種ＤはＣが上限値を超えているため、こ
れを用いたNo. １１では初析セメンタイトが多く析出し
て伸線性が低下し、冷間伸線時に断線した。No. １２は
Ｓｉが多過ぎる鋼種Ｅを用いているので延性が低下し、
やはり断線が多発した。また、No. １３はＭｎの少ない
鋼種Ｆを用いたため伸線可能であったが、鋼線の強度が
不充分である。鋼種ＧはＭｎが多いので過冷組織の存在
のために伸線性が悪く（No. １４）、鋼種ＩはＡｌが多
いため窒化物が多く生成し伸線不能であった（No. １
６）。また、Ａｌの少ない鋼種Ｈを用いたNo. １５は、
結晶粒径が粗大化したため、伸線性に劣るものとなっ
た。
れを用いたNo. １１では初析セメンタイトが多く析出し
て伸線性が低下し、冷間伸線時に断線した。No. １２は
Ｓｉが多過ぎる鋼種Ｅを用いているので延性が低下し、
やはり断線が多発した。また、No. １３はＭｎの少ない
鋼種Ｆを用いたため伸線可能であったが、鋼線の強度が
不充分である。鋼種ＧはＭｎが多いので過冷組織の存在
のために伸線性が悪く（No. １４）、鋼種ＩはＡｌが多
いため窒化物が多く生成し伸線不能であった（No. １
６）。また、Ａｌの少ない鋼種Ｈを用いたNo. １５は、
結晶粒径が粗大化したため、伸線性に劣るものとなっ
た。
【００４０】No. １７、１８、２１〜２７はいずれも本
発明鋼を用いて、本発明の規定範囲の表面軟化層を有し
Ｈｖ／ＴＳを満足するものであるため、引張強度、捻回
時の特性、回転曲げ疲労特性のいずれにも優れためっき
鋼線が得られている。No. １９は表面層の軟化度合いが
不充分であるため、Ｈｖ／ＴＳが２を超えてしまった。
No. １８はＣｒが上限値を超える鋼種Ｌを用いているの
で、変態時間が長時間となり、今回のパテンティング条
件では時間内に変態が終了しなかったことによって、過
冷組織が存在し断線が多発したものである。No. ２８
は、Ｎが上限値を超える鋼種Ｔを用いたため、伸線中の
時効硬化作用が強過ぎて断線してしまった。
発明鋼を用いて、本発明の規定範囲の表面軟化層を有し
Ｈｖ／ＴＳを満足するものであるため、引張強度、捻回
時の特性、回転曲げ疲労特性のいずれにも優れためっき
鋼線が得られている。No. １９は表面層の軟化度合いが
不充分であるため、Ｈｖ／ＴＳが２を超えてしまった。
No. １８はＣｒが上限値を超える鋼種Ｌを用いているの
で、変態時間が長時間となり、今回のパテンティング条
件では時間内に変態が終了しなかったことによって、過
冷組織が存在し断線が多発したものである。No. ２８
は、Ｎが上限値を超える鋼種Ｔを用いたため、伸線中の
時効硬化作用が強過ぎて断線してしまった。
【００４１】表３に示した実験No. ３１〜３６は、レー
ザー加熱によってめっき前の鋼線の表面層を焼戻しした
実験例である。表３においても表２の高周波加熱の場合
と同様に、本発明の規定範囲の表面軟化層を有しＨｖ／
ＴＳを満足する実験例のもの（本発明例）は、引張強
度、捻回時の特性、回転曲げ疲労特性のいずれにも優れ
ためっき鋼線が得られている。また表４には、パテンテ
ィング時に脱炭させて鋼線表面層の軟化を行った実験例
を示した。この例においても、本発明の効果が明らか
で、表面軟化層が大き過ぎる実験No. ４３では回転曲げ
疲労特性が悪く、また表面軟化層の軟化が不充分でＨｖ
／ＴＳが２を超えている実験No. ４２、４５、４７は捻
回時の異常破面率が高いものであった。
ザー加熱によってめっき前の鋼線の表面層を焼戻しした
実験例である。表３においても表２の高周波加熱の場合
と同様に、本発明の規定範囲の表面軟化層を有しＨｖ／
ＴＳを満足する実験例のもの（本発明例）は、引張強
度、捻回時の特性、回転曲げ疲労特性のいずれにも優れ
ためっき鋼線が得られている。また表４には、パテンテ
ィング時に脱炭させて鋼線表面層の軟化を行った実験例
を示した。この例においても、本発明の効果が明らか
で、表面軟化層が大き過ぎる実験No. ４３では回転曲げ
疲労特性が悪く、また表面軟化層の軟化が不充分でＨｖ
／ＴＳが２を超えている実験No. ４２、４５、４７は捻
回時の異常破面率が高いものであった。
【００４２】
【発明の効果】本発明では最適化学成分の高炭素鋼線の
捻回時の縦割れを抑制するためには、めっき前の鋼線の
表面層５０μｍを焼戻しまたは脱炭によって軟化させる
ことが効果的であることを知見したので、高強度高靭性
であり、かつ捻回時の縦割れの発生がなく、しかも回転
曲げ疲労特性にも優れた溶融めっき鋼線とその製造方法
を提供することができた。本発明の方法はＰＣ鋼線、亜
鉛メッキ鋼線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル、ＡＣＳ
Ｒ（送電線ケーブルの補強用素線）用めっき鋼線等の高
強度化が必要な鋼線用途にも非常に有用である。
捻回時の縦割れを抑制するためには、めっき前の鋼線の
表面層５０μｍを焼戻しまたは脱炭によって軟化させる
ことが効果的であることを知見したので、高強度高靭性
であり、かつ捻回時の縦割れの発生がなく、しかも回転
曲げ疲労特性にも優れた溶融めっき鋼線とその製造方法
を提供することができた。本発明の方法はＰＣ鋼線、亜
鉛メッキ鋼線、バネ用鋼線、吊り橋用ケーブル、ＡＣＳ
Ｒ（送電線ケーブルの補強用素線）用めっき鋼線等の高
強度化が必要な鋼線用途にも非常に有用である。
【図１】表面軟化層の深さが回転曲げ疲労試験に及ぼす
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
【図２】コード法によるビッカース硬さ測定方法を説明
する鋼線側面図および断面図である。
する鋼線側面図および断面図である。
【図３】めっき鋼線の引張強度ＴＳと表面軟化層の平均
ビッカース硬さＨｖの関係を示すグラフである。
ビッカース硬さＨｖの関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−292443（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−179994（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−271937（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−246125（ＪＰ，Ａ) 特公 平５−26851（ＪＰ，Ｂ２) 特公 平２−48605（ＪＰ，Ｂ２) 特公 平５−65581（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭55−460（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/06 C21D 9/52 104 C23C 2/06
Claims (7)
- 【請求項１】Ｃ：０．７〜１．２％（重量％、以下同
じ） Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなる高炭素鋼線に溶融めっきを施し
ためっき鋼線であって、めっき層と基材の界面から中心
へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカース
硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ(kgf/mm2) の
比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であることを特徴とする高強度
高靭性溶融めっき鋼線。 - 【請求項２】Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３〜０．０１５％を含有し、さらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる高炭素鋼線に溶融めっきを
施しためっき鋼線であって、めっき層と基材の界面から
中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部の平均ビッカ
ース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kgf/mm2)
の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であることを特徴とする高強
度高靭性溶融めっき鋼線。 - 【請求項３】Ｃ：０．７〜１．２％ Ｓｉ：０．５〜２．０％ Ｍｎ：０．２〜１．０％ Ａｌ：０．０２〜０．０７％ Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％を含有し、さらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｏ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜１．０％の１種以上と、 Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０１〜０．２％ Ｔｉ：０．０１〜０．２％ Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる高炭素鋼線に
溶融めっきを施しためっき鋼線であって、めっき層と基
材の界面から中心へ向かって５０μｍまでの基材表層部
の平均ビッカース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度Ｔ
Ｓ（kgf/mm2)の比：Ｈｖ／ＴＳが２以下であることを特
徴とする高強度高靭性溶融めっき鋼線。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の高炭素
鋼線に、熱間圧延後直接パテンティング処理を行うかも
しくは再オーステナイト化後にパテンティング処理を行
って微細パーライトを主要組織とする鋼線とした後に冷
間伸線を行い、この冷間伸線後の鋼線の表面のみに焼戻
し処理を施し、次いで溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっき
を施すことによって、該めっき層と基材金属の界面から
中心へ向かって５０μｍ以下の鋼線表層部の平均ビッカ
ース硬さＨｖと、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kgf/mm2)
の比：Ｈｖ／ＴＳを２以下にすることを特徴とする高強
度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法。 - 【請求項５】 高周波加熱法によって前記鋼線の表面の
みに焼戻し処理を施すものである請求項４に記載の製造
方法。 - 【請求項６】 レーザー加熱法によって前記鋼線の表面
のみに焼戻し処理を施すものである請求項４に記載の製
造方法。 - 【請求項７】 請求項１〜３のいずれかに記載の高炭素
鋼線に、熱間圧延後直接パテンティング処理を行うかも
しくは再オーステナイト化後にパテンティング処理を行
って微細パーライトを主要組織とする鋼線とし、この鋼
線の表面のみに脱炭処理を施してから冷間伸線を行い、
次いで溶融ＺｎまたはＺｎ−Ａｌめっきを施すことによ
って、該めっき層と基材金属の界面から中心へ向かって
５０μｍ以下の鋼線表層部の平均ビッカース硬さＨｖ
と、めっき鋼線の引張強度ＴＳ（kgf/mm2)の比：Ｈｖ／
ＴＳを２以下にすることを特徴とする高強度高靭性溶融
めっき鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18964494A JP3246210B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18964494A JP3246210B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0853737A JPH0853737A (ja) | 1996-02-27 |
| JP3246210B2 true JP3246210B2 (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=16244768
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18964494A Expired - Lifetime JP3246210B2 (ja) | 1994-08-11 | 1994-08-11 | 高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| JP (1) | JP3246210B2 (ja) |
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| JP4527898B2 (ja) * | 2000-04-10 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 高耐食性めっき撚り鋼線およびその製造方法 |
| EP2062991A4 (en) * | 2007-01-31 | 2013-01-16 | Nippon Steel Corp | FLAT STEEL WIRE FOR PWS WITH EXCELLENT ROTATION PROPERTIES AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP2447389A4 (en) * | 2009-06-25 | 2016-08-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | HIGH-STRENGTH ZN-AL PLATED STEEL WIRE FOR BRIDGES WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND TEMPERATURE PROPERTIES, AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| JP5870852B2 (ja) * | 2012-05-30 | 2016-03-01 | 新日鐵住金株式会社 | 捻回特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼線の製造方法 |
| KR101860246B1 (ko) * | 2014-02-06 | 2018-05-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강선 |
| KR101861456B1 (ko) | 2014-02-06 | 2018-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 필라멘트 |
| CN104028575B (zh) * | 2014-03-03 | 2016-03-30 | 福建东亚机械有限公司 | 钢质整体异型控油环线材成型的加工工艺及设备 |
| JP6288265B2 (ja) * | 2014-06-04 | 2018-03-07 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼線 |
| JP6394708B2 (ja) * | 2014-12-05 | 2018-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線加工性に優れる高炭素鋼線材 |
| JP6416708B2 (ja) | 2015-07-21 | 2018-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| JP6168132B2 (ja) * | 2015-11-27 | 2017-07-26 | 新日鐵住金株式会社 | 捻回特性に優れる溶融亜鉛めっき鋼線 |
| CN108149155A (zh) * | 2017-11-30 | 2018-06-12 | 天长市富柏特电子有限公司 | 一种高压包用高强耐腐蚀金属外壳 |
-
1994
- 1994-08-11 JP JP18964494A patent/JP3246210B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0853737A (ja) | 1996-02-27 |
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