CN108350544A - 钢线 - Google Patents

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Abstract

所述钢线中，作为化学成分，以质量％计含有C：0.80％～1.20％、Si：0.10％～2.00％、Mn：0.20％～1.00％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、O：0.0100％以下以及N：0.0010％～0.0100％，任意含有的成分为Al、Cr、Mo、V、B、Ti、Nb、Zr、Ni、Cu、Ca以及Mg，余量为Fe和杂质，组织包含珠光体，珠光体的面积率为90％以上，在层状渗碳体中，以当量圆直径计粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率为50％以上，拉伸强度为1800MPa以上且低于3000MPa。

Description

钢线
技术领域
本发明涉及一种用于预应力混凝土等的钢线，涉及一种不会使制造性降低、不会使拉丝加工性和扭转特性恶化，拉伸强度为1800MPa以上，且使耐氢脆化特性提高的高强度钢线。
2016年3月28日提交的日本专利申请No.2016-063666的公开内容整体被参照并入本说明书中。
本说明书中所述的所有文献、专利申请以及技术规格均被参照并入本说明书中，其程度如同各个文献、专利申请和技术规格被具体且分别记载时一样。
背景技术
主要用于土木、建筑结构物的预应力混凝土的张紧时所使用的钢线被称为PC钢线。以往，通过对钢琴线材进行淬火处理将其组织制成珠光体后，进行拉丝加工和捻丝加工获得的线称为股线。通过在最终工序中对该股线进行时效热处理来制造PC股线用珠光体钢线。需要注意的是，以下有时将“PC股线用珠光体钢线”简称为“钢线”或“珠光体钢线”。
近年来，为了降低施工成本和结构物轻量化的目的，需要拉伸强度超过1800MPa的高强度PC股线用珠光体钢线。但是，伴随PC股线用珠光体钢线的高强度化，存在钢线的耐氢脆化特性降低的技术问题。
作为提高钢线的耐氢脆化特性的技术，专利文献1提出一种在PC钢线的表面的至少D/10(D为钢线的直径)的深度区域中，使珠光体中板状渗碳体的平均长宽比为30以下的高强度PC钢线。但是，为了获得专利文献1中所述的PC钢线，在冷拉丝加工后的最终工序中，需要进行急速加热并在450℃以上保持5秒以上等处理，制造方法变得复杂。
另外，专利文献2中提出一种使PC钢线的线径为D时，使从表面到0.1D的区域的硬度为内部硬度的1.1倍以下的高强度PC钢线。但是，为了获得如专利文献2所述的硬度，需要复杂的制造方法，例如，将线材加热至900℃～1100℃后，保持在600℃～650℃的温度范围实施局部珠光体相变处理后，接着保持在540℃～低于600℃的温度范围；通过热轧在700℃～950℃进行精轧后，冷却至500℃～600℃的温度范围；另外，在拉丝加工后，在超过450℃且为650℃以下的温度范围保持2秒～30秒，接着实施250℃～450℃下的上蓝处理等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2004-360005号公报
专利文献2:日本特开2009-280836号公报
发明内容
发明要解决的问题
这样，用于提高具有拉丝加工性和扭转特性的高强度钢线的耐氢脆化特性的传统技术，其制造方法复杂化且制造性降低，难以兼顾钢线的拉伸强度和耐氢脆化特性。
因此，本发明鉴于这样的实际情况，目的在于提供一种高强度且耐氢脆化特性优异的珠光体钢线，而不会降低制造性，不会使拉丝加工性和扭转特性劣化。
用于解决问题的方案
首先，需要将钢线的组织制成拉丝时易高强度化的珠光体。本发明人等详细研究了影响拉伸强度为1800MPa以上的高强度钢线的耐氢脆化特性的化学成分与组织的关系。结果，关于提高高强度钢线的耐氢脆化特性的同时，能够提高生产率且低价制造的珠光体钢线，本发明人等发现了以下见解。
通常，高强度珠光体钢线通过以下方法制造。将线材浸渍在Pb浴或设置于热轧线上的熔融盐槽中，进行淬火处理使其完成珠光体相变，然后，对淬火处理后的线材进行拉丝加工。接着，对拉丝加工后的线材进行时效热处理、边施加张力边进行加热处理的热拉伸处理。
本发明人等发现，为了提高珠光体钢线的耐氢脆化特性，下述方法是有效的。这是一种通过设计拉丝加工的条件使珠光体组织中的片层渗碳体适当地微粒化的方法。需要注意的是，片层渗碳体是指热处理后的板状的铁素体和渗碳体交替排列的组织(珠光体组织)中的单晶的板状渗碳体，该片层渗碳体通过拉丝加工被微细化。在本说明书中，将该通过拉丝加工被微细化的片层渗碳体称为“层状渗碳体”。
这里，图1是用于说明层状渗碳体的概念图，示意性地示出按照(a)、(b)、(c)的顺序放大了的组织。如图1(a)所示，在原奥氏体晶粒(由奥氏体晶界(Austenite grainboundary)包围的区域)的内部存在铁素体的晶体取向一致的多个珠光体板条束(Pearliteblock)。需要注意的是，尽管铁素体的晶体取向相同，但珠光体板条束由渗碳体(层状渗碳体)的方向彼此不同的多个珠光体团簇(Pearlite colony)组成。
如图1(b)所示，在外观上，层状渗碳体看起来与拉丝加工前的片层渗碳体一样，是被夹在板状的铁素体之间的板状的渗碳体。将该层状渗碳体进一步放大时，如图1(c)所示，层状渗碳体由通过拉丝加工被分断的大量的微细渗碳体颗粒构成。本发明人等发现，通过使珠光体组织中的片层渗碳体适当地微粒化，能够提高珠光体钢线的耐氢脆化特性。这样通过拉丝加工使珠光体组织中的片层渗碳体微粒化的方法可以有效提高耐氢脆化特性的原因并不清楚，但是推测通过对线材的组织改善和拉丝加工，能够获得提高耐氢脆化特性的效果。
即，珠光体钢线的组织中的脆化组织即片层渗碳体在稳定的拉伸应力下，氢侵入时会发生氢脆化。另一方面，对于该脆化组织即片层渗碳体，除了通过线材轧制时或者对线材进行淬火从而改善组织之外，通过拉丝加工将其制成适当微粒化的层状渗碳体，能够改善珠光体组织的延性，能够提高钢线的耐氢脆化特性。
本发明人等发现，通过将钢线的片层渗碳体制成适当微粒化的层状渗碳体，与传统技术相比，能够提高高强度珠光体钢线的耐氢脆化特性。
本发明是基于上述见解完成的，其主旨如下所述。
(1)
本发明的一实施方式的钢线，作为化学成分，以质量％计含有C：0.80％～1.20％、Si：0.10％～2.00％、Mn：0.20％～1.00％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、O：0.0100％以下以及N：0.0010％～0.0100％，任意含有的成分为Al：0.100％以下、Cr：2.00％以下、Mo：1.00％以下、V：0.30％以下、B：0.0050％以下、Ti：0.050％以下、Nb：0.050％以下、Zr：0.050％以下、Ni：2.00％以下、Cu：1.00％以下、Ca：0.010％以下以及Mg：0.010％以下，余量为Fe和杂质，组织包含珠光体，所述珠光体的面积率为90％以上，在层状渗碳体中，以当量圆直径计粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率为50％以上，拉伸强度为1800MPa以上且低于3000MPa。
(2)
上述(1)所述的钢线，作为化学成分，以质量％计可以含有选自由Al：0.005％～0.100％、Cr：0.01％～2.00％、Mo：0.01％～1.00％、V：0.01％～0.30％、B：0.0001％～0.0050％、Ti：0.001％～0.050％、Nb：0.001％～0.050％、Zr：0.001％～0.050％、Ni：0.01％～2.00％、Cu：0.01％～1.00％、Ca：0.0001％～0.010％以及Mg：0.0001％～0.010％组成的组中的1种以上。
发明的效果
根据本发明，能够提供耐氢脆化特性优异，且拉伸强度1800MPa以上的高强度的珠光体钢线。并且，这种高强度的珠光体钢线有利于降低土木、建筑物的施工成本，减轻土木、建筑物的重量，产业效果非常显著。
附图说明
图1是用于说明层状渗碳体的概念图，示意性地示出按照(a)、(b)、(c)的顺序放大的组织。
具体实施方式
如上所述，通常，高强度的珠光体钢线通过以下方法制造。首先，在Pb浴或设置于热轧线上的熔融盐槽中，对通过热轧制造的线材进行淬火处理。接着，对该线材进行拉丝加工。之后，对该线材进行时效热处理、边施加张力边进行加热处理的“热拉伸处理”。
为了提高高强度珠光体钢线的耐氢脆化特性，如上所述，在珠光体钢线的脆化组织即片层渗碳体中，线材轧制后，或通过再加热淬火处理来减小平均片层渗碳体厚度，抑制拉丝加工时的发热，对于抑制变成细粒的层状渗碳体中的渗碳体颗粒的晶粒生长是有效的。换句话说，通过抑制拉丝前的片层渗碳体厚度和拉丝时的晶粒生长，使渗碳体微细化，能够提高层状渗碳体的延性，并且抑制氢裂裂纹的产生。因此，即使是高强度也能够抑制耐氢脆化特性的劣化。
即，在钢线中，珠光体的面积率为90％以上，在层状渗碳体中，通过将以当量圆直径计粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率(以下有时简称为“10nm以下的渗碳体颗粒的面积率”。)设定为50％以上，能够使拉丝加工和热拉伸处理后的钢线的强度为1800MPa以上，并且钢线的耐氢脆化特性不会劣化。
首先，对限定本实施方式中的钢线所含的化学成分的范围的理由进行说明。需要注意的是，以下说明中表示各成分含量的“％”是指质量％。
C：0.80％～1.20％
C是为了将钢线组织制成珠光体，确保拉丝加工后的钢线的拉伸强度所必需的元素。C含量低于0.80％时，在线材中生成先共析铁素体，难以确保例如1800MPa这一规定的拉伸强度。因此，将C含量的下限设定为0.80％。为了更稳定地提高拉伸强度，C含量优选为0.85％以上，更优选为0.90％以上。另一方面，C含量超过1.20％时，线材中的先共析渗碳体增加，线材的拉丝加工性劣化。因此，将C含量的上限设定为1.20％。为了消除偏差，更稳定地获得拉丝加工性，C含量优选为1.15％以下，更优选为1.10％以下。
Si：0.10％～2.00％
Si是提高松弛特性，并且通过固溶强化来提高拉伸强度所必需的元素。若Si含量低于0.10％，则这些效果不充分。因此，将Si含量的下限设定为0.10％。为了获得更高的松弛特性，Si含量优选为0.30％以上，更优选为0.50％以上。另一方面，Si含量超过2.00％时，这些效果饱和，并且线材的拉丝加工性劣化，钢线的制造性降低。因此，将Si含量的上限设定为2.00％。为了更加稳定地使其在热轧中不产生裂纹，Si含量优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
Mn：0.20％～1.00％
Mn是用于提高珠光体相变后钢的拉伸强度所必需的元素。若Mn含量低于0.20％，则该效果不充分。因此，将Mn含量的下限设定为0.20％。为了更稳定地提高拉伸强度，Mn含量优选为0.30％以上，更优选为0.50％以上。另一方面，Mn含量超过1.00％时，由于偏析导致局部强度变高因此扭转特性降低。因此，将Mn含量的上限设定为1.00％。从合金成本的观点出发，Mn含量优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。
P：0.030％以下
P是在钢线中作为杂质含有的、在晶界处偏析从而使耐氢脆化特性劣化的元素。特别是，当P含量超过0.030％时，耐氢脆化特性的劣化变得显著。因此，将P含量限制在0.030％以下。P含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。需要注意的是，P含量的下限包括0％。但是，考虑到目前的精炼技术和制造成本，P含量的下限优选为0.0001％。
S：0.030％以下
与P同样，S也是在钢线中作为杂质含有的、在晶界处偏析从而使耐氢脆化特性劣化的元素。特别是，当S含量超过0.030％时，耐氢脆化特性的劣化变得显著。因此，将S含量限制在0.030％以下。S含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。需要注意的是，S含量的下限包括0％。但是，考虑到目前的精炼技术和制造成本，S含量的下限优选为0.0001％。
O：0.0100％以下
O是在钢线中不可避免含有的、以Al、Ti或Mn等的氧化物的形态存在的元素。特别是，当O含量超过0.0100％时，形成粗大的氧化物，成为拉丝加工时断线的原因。因此，将O含量限制在0.0100％以下。O含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。需要注意的是，O含量的下限包括0％。但是，考虑到目前的精炼技术和制造成本，O含量的下限优选为0.0001％。
N：0.0010％～0.0100％
N是与Al、Ti、Nb、V形成氮化物/碳氮化物，使晶体粒径细粒化，提高钢线的延性所必需的元素。若N含量低于0.0010％，则不能获得该效果。因此，将N含量的下限设定为0.0010％。为了更稳定地提高延性，N含量优选为0.0015％以上，更优选为0.0025％以上。另一方面，N含量超过0.0100％时，微细析出物增加使钢线的延性降低。因此，将N含量的上限设定为0.0100％。为了更稳定地获得钢线的延性，N含量优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。
以上是本实施方式的钢线的基本成分组成，余量为铁和杂质。需要注意的是，“余量为Fe和杂质”中的“杂质”是指，工业制造钢时从作为原料的矿石、废料或者从制造环境等中不可避免混入的物质。
除了上述基本成分和杂质之外，本实施方式的钢线中还可以选择性地含有选自由Al、Cr、Mo、V、B、Ti、Nb、Zr、Ni、Cu、Ca以及Mg组成的组中的1种以上。
以下对这些任意含有的成分的数值限定范围和其限定理由进行说明。
Al：0.100％以下
Al起着脱氧元素的作用，并且通过形成AlN，将晶粒细粒化。其结果是，具有提高钢线的延性的效果。另外，具有将晶粒细粒化，提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Al含量设定为0.005％以上。另一方面，Al含量超过0.100％时，这些效果饱和并且可能导致制造性劣化。因此，Al含量优选为0.100％以下。Al含量更优选为0.008％～0.070％，进一步优选为0.010％～0.050％。
Cr：2.00％以下
Cr具有提高珠光体相变后钢的拉伸强度的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Cr含量设定为0.01％以上。另一方面，Cr含量超过2.00％时，不仅合金成本增加，而且在本实施方式的钢线中容易生成不必要的马氏体组织，可能导致拉丝加工性、钢线的耐氢脆化特性劣化。因此，Cr含量优选为2.00％以下。Cr含量更优选为0.05％～1.00％，进一步优选为0.10％～0.50％。
Mo：1.00％以下
Mo具有提高时效热处理后的钢线的拉伸强度的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Mo含量设定为0.01％以上。另一方面，Mo含量超过1.00％时，不仅合金成本增加，而且在本实施方式的钢线中容易生成不必要的马氏体组织，可能导致拉丝加工性、钢线的耐氢脆化特性劣化。因此，Mo含量优选为1.00％以下。Mo含量更优选为0.03％～0.50％，进一步优选为0.05％～0.30％。
V：0.30％以下
V具有以碳化物VC的形态析出，提高拉伸强度，并且提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将V含量设定为0.01％以上。另一方面，V含量超过0.30％时，合金成本增加，制造性降低。因此，V含量优选为0.30％以下。V含量更优选为0.03％～0.20％，进一步优选为0.05％～0.15％。
B：0.0050％以下
B具有提高时效热处理后钢线的拉伸强度的效果和提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将B含量设定为0.0001％以上。另一方面，B含量超过0.0050％时，这些效果饱和，制造性降低。因此，B含量优选为0.0050％以下。B含量更优选为0.0003％～0.0040％，进一步优选为0.0005％～0.0020％。
Ti：0.050％以下
Ti起着脱氧元素的作用，并且具有使碳化物、氮化物析出以提高钢线的拉伸强度的效果和将晶粒细粒化以提高钢线的延性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Ti含量设定为0.001％以上。另一方面，Ti含量超过0.050％时，这些效果饱和，并且生成粗大的氧化物，可能导致钢线的拉丝加工性劣化。因此，Ti含量优选为0.050％以下。Ti含量更优选为0.003％～0.040％，进一步优选为0.005％～0.030％。
Nb：0.050％以下
Nb具有使碳化物、氮化物析出以提高钢线的拉伸强度的效果和将晶粒细粒化以提高钢线的延性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Nb含量设定为0.001％以上。另一方面，Nb含量超过0.050％时，这些效果饱和，并且可能导致钢线的扭转特性劣化。因此，Nb含量优选为0.050％以下。Nb含量更优选为0.003％～0.040％，进一步优选为0.005％～0.030％。
Zr：0.050％以下
Zr起着脱氧元素的作用，并且具有通过形成硫化物而减少固溶S，提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Zr含量设定为0.001％以上。另一方面，Zr含量超过0.050％时，这些效果饱和，并且生成粗大的氧化物，可能导致钢线的拉丝加工性劣化。因此，Zr含量优选为0.050％以下。Zr含量更优选为0.003％～0.040％，进一步优选为0.005％～0.030％。
Ni：2.00％以下
Ni具有抑制氢侵入的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Ni含量设定为0.01％以上。另一方面，Ni含量超过2.00％时，不仅合金成本增加，而且在本实施方式的钢线中容易生成不必要的马氏体组织，可能导致钢线的拉丝加工性、耐氢脆化特性劣化。因此，Ni含量优选为2.00％以下。Ni含量更优选为0.04％～1.00％，进一步优选为0.06％～0.60％。
Cu：1.00％以下
Cu具有抑制氢侵入的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Cu含量设定为0.01％以上。另一方面，Cu含量超过1.00％时会阻碍热轧，制造性劣化，并且在本实施方式的钢线中容易生成不必要的马氏体组织，可能导致钢线的拉丝加工性、耐氢脆化特性劣化。因此，Cu含量优选为1.00％以下。Cu含量更优选为0.02％～0.50％，进一步优选为0.03％～0.30％。
Ca：0.010％以下
Ca起着脱氧元素的作用，并且具有通过形成硫化物而减少固溶S，提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Ca含量设定为0.0001％以上。另一方面，Ca含量超过0.010％时，这些效果饱和并且生成粗大的氧化物，可能导致拉丝加工性劣化。因此，Ca含量优选为0.010％以下。Ca含量更优选为0.0003％～0.0050％、进一步优选为0.0010％～0.0030％。
Mg：0.010％以下
Mg起着脱氧元素的作用，并且具有通过形成硫化物而减少固溶S，提高钢线的耐氢脆化特性的效果。当期望获得这样的效果时，优选将Mg含量设定为0.0001％以上。另一方面，Mg含量超过0.010％时，这些效果饱和并且生成粗大的氧化物，可能导致拉丝加工性劣化。因此，Mg含量优选为0.010％以下。Mg含量更优选为0.0003％～0.0050％、进一步优选为0.0010％～0.0030％。
接着，对本实施方式的钢线的组织进行说明。
本实施方式的钢线的组织包含珠光体。若该珠光体面积率低于90％，则拉丝加工以及时效热处理后钢线的拉伸强度降低，扭转特性劣化。因此，将该珠光体的面积率设定为90％以上。优选的是，珠光体的面积率为95％以上。需要注意的是，珠光体的面积率可以为100％。另一方面，本实施方式的钢线的组织的其余部分，即珠光体以外的组织为铁素体、贝氏体、疑似珠光体、先共析渗碳体和马氏体的非珠光体组织。这些非珠光体组织导致拉丝加工时产生裂纹，使拉丝加工和时效热处理后的钢线的耐氢脆化特性劣化。因此，将非珠光体组织的面积率设定为10％以下。需要注意的是，珠光体的面积率可以通过从100％减去非珠光体组织的面积率而得到。
具体而言，珠光体的面积率可以通过以下的方法求出。需要注意的是，D表示钢线的直径(单位mm)。在钢线的试样(样品)中，对与钢线长度方向平行的L截面进行镜面研磨后，进行苦醇蚀刻。接着，在距离蚀刻后的L截面的表面50μm深度处、D/4、D/2的三个位置，分别使用SEM，以倍率2000倍拍摄五个视场。需要注意的是，每个视场的面积为60μm×40μm。使用获得的各视场的SEM照片，标记马氏体、贝氏体、铁素体等非珠光体组织的区域，利用图像分析软件将其二值化并求出面积率，将这些面积率从整体去除后的面积率，即从100％减去非珠光体组织的面积率能够得到珠光体的面积率。
将珠光体钢线进行线材轧制后或通过再加热进行淬火，之后通过拉丝加工获得的微细的层状渗碳体中存在的微细渗碳体颗粒的粒径变为以当量圆直径计10nm以下。当钢线温度由于拉丝加工时的发热而升高时，微细化的渗碳体颗粒会晶粒生长，10nm以下的渗碳体颗粒的面积率变为低于总层状渗碳体的50％从而延性降低，由此耐氢脆化特性降低。因此，将10nm以下的渗碳体颗粒的面积率设定为相对于总层状渗碳体的面积为50％以上。但是，要将10nm以下的渗碳体颗粒的面积率设定为超过90％，需要增大拉丝加工应变或者增强拉丝时的发热和拉丝后的冷却，成本会变高，因此10nm以下的渗碳体颗粒的面积率优选为90％以下。
需要注意的是，层状渗碳体中的渗碳体晶粒的尺寸通过如下方式获得：将钢线的直径(线径)设定为以mm为单位的D时，研磨钢线的L截面，在距离表面深度为0.01×D、0.25×D处，使用透射型电子显微镜在200kV的加速电压下，在TEM中的渗碳体衍射斑上放入限制视场光阑，并对成像的暗视场拍摄照片，对其进行图像解析。首先，在TEM暗视场图像的拍摄中，对于500nm×500nm的区域，在各距表面的深度处拍摄10个视场。接着，通过对拍摄的照片进行图像解析，算出层状渗碳体的总面积和以当量圆直径(面积与渗碳体颗粒的面积相同的圆的直径)计粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积。分别对各视场中获得的层状渗碳体的总面积和粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积进行合计，并通过下述式算出10nm以下的渗碳体颗粒的面积率，由此可以获得本实施方式的钢线的层状渗碳体中10nm以下的渗碳体颗粒的面积率。
10nm以下渗碳体颗粒的面积率(％)＝(当量圆直径为10nm以下的渗碳体颗粒的总面积/层状渗碳体的总面积)×100
通过满足上述化学组成和组织，能够获得具有1800MPa以上拉伸强度，耐氢脆化特性优异的、适于作为PC钢线的钢线。若拉伸强度低于1800MPa，则作为PC股线用珠光体钢线不能实现降低施工成本、使结构物轻量化的目的。另外，拉伸强度为3000MPa以上时，氢脆化变得显着。因此，将本实施方式的钢线的拉伸强度设定为1800MPa以上且低于3000MPa。需要注意的是，本实施方式的钢线的拉伸强度是，按照以JIS Z 2241：2011为基准的试验方法进行测定，对于试验片的形状，将拉丝状态的钢线切断成300mm的长度，以夹具间距为250mm进行拉伸试验时的断裂强度的值。为了获得上述钢线，可以通过后述的制造方法来制造钢线。
接着对本实施方式的钢线的优选制造方法进行说明。
本实施方式的钢线可以按照以下方式制造。需要注意的是，以下说明的钢线制造方法是为了获得本实施方式的钢线的一个例子，并不受以下步骤和方法的限制。只要是能够实现本发明的构成的方法，任何方法都可以采用。
首先，将钢熔炼成上述化学成分后，通过连续铸造制造钢坯。需要注意的是，连续铸造后，可以对钢坯进行初轧。接着，将获得的钢坯加热至1050℃以上，在850℃以上的精轧温度下进行热轧，得到线材。之后，将精轧后得到的线材卷取成环状。此时，将卷取温度设定为950℃以下。卷取温度低于740℃时，淬火性显著降低，因此优选设定为740℃以上。
为了使钢线的层状渗碳体的尺寸(当量圆直径)为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率为50％以上，需要将淬火处理后的平均片层渗碳体厚度设定为120nm以下。为了获得该淬火后的平均片层渗碳体厚度，将卷取后的线材浸渍在450℃～570℃以下的熔融盐槽中，按照将截至850℃～650℃的冷却速度设定为15℃/s以上的冷却速度进行冷却，在500℃～600℃的温度下进行珠光体相变处理。该处理通常被称为淬火处理。此时，若熔融盐槽的温度过低，则钢线的组织会变成贝氏体，因此需要将熔融盐槽温度设定为450℃以上。
为了减小平均片层渗碳体厚度，降低熔融盐槽温度是有效的，优选将熔融盐槽温度设定为550℃以下。另外，在珠光体相变处理中，热轧后，将以5℃/s～30℃/s的冷却速度冷却至室温的线材再加热至950℃以上的温度区域后，浸渍在Pb浴或盐浴中并按照将截至850℃～650℃的冷却速度设定为15℃/s以上的冷却速度进行冷却，也可保持在500℃～600℃。
然后，将这些线材以总截面收缩率为75％～90％干式拉丝加工成4mmφ～6mmφ的钢线以赋予拉伸强度。为了使钢线的层状渗碳体中的尺寸为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率为50％以上，需要抑制拉丝时的发热。为了抑制这种发热，通过使用按压模具等提高润滑性的拉丝加工来抑制拉丝时的发热。除此之外，拉丝后进行强制水冷，在拉丝后5秒内使钢线的温度变为170℃以下。拉丝后的钢线若超过170℃维持5秒以上时，呈微细的渗碳体颗粒会晶粒生长，粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率低于50％，耐氢脆化特性降低。
通过上述制造方法，能够制造出不会使制造性降低、不会使拉丝加工性和扭转特性劣化的、耐氢脆化特性优异的、拉伸强度为1800MPa以上的高强度钢线。
实施例
以下，列举本发明的钢线的实施例，更具体地对本实施方式的钢线的效果进行说明。但是，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一种条件例，本发明不限于下述实施例。只要不偏离本发明的要旨、实现本发明的目的，可以在符合主旨的范围内适当加以修改来实施。因此，本发明可以采用各种条件，所有这些条件都包括在本发明的技术特征中。
以下通过实施例进一步具体说明本发明的效果。
使用包含表1和表2所示的化学成分(单位：质量％)的钢材，加热至表3和表4所示的加热温度进行热轧，在表3和表4所示的卷取温度下进行卷取。
接着，浸渍在热轧线后方的熔融盐槽中进行淬火处理，对获得的线材进行拉丝加工，制作钢线。需要注意的是，拉丝加工时，使用按压模具等来抑制发热，拉丝后通过水冷使钢线冷却。需要注意的是，通过接触式温度计对拉丝后的钢线的温度进行了测定。
将钢线的技术特征，即珠光体的面积率、层状渗碳体中10nm以下的渗碳体颗粒的面积率、和钢线的拉伸强度示于表3和表4。这些值分别为通过前述方法测定的值。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
试验编号2(水准2)是在热轧后不利用熔融盐槽进行淬火处理，采用斯太尔摩方式进行吹风冷却，然后进行拉丝加工和时效热处理获得的钢线。该试验编号2是冷却速度低于15℃/s，珠光体的面积率超出本发明的范围，拉丝加工和时效热处理后的钢线的拉伸强度不满足1800MPa的比较例。试验编号7(水准7)是熔融盐温度高，珠光体的面积率超出本发明的范围，拉丝加工和时效热处理后的钢线的拉伸强度不满足1800MPa的比较例。试验编号10(水准10)是由于拉丝加工后的时效热处理时间长从而10nm以下的渗碳体颗粒的面积率不满足本发明的范围的比较例。试验编号12(水准12)是由于轧制后的熔融盐温度低从而珠光体的面积率超出本发明的范围，拉丝加工和时效热处理后的钢线的拉伸强度不满足1800MPa的比较例。试验编号43(水准43)是由于C含量低于本发明的范围从而时效热处理后的钢线的拉伸强度低于1800MPa的比较例。试验编号46(水准46)是由于Si含量低于本发明的范围从而时效热处理后的钢线的拉伸强度低于1800MPa的比较例。试验编号53(水准53)是由于Mn含量低于本发明的范围从而时效热处理后的钢线的拉伸强度低于1800MPa的比较例。
接着，使用表3、表4所述的各试验编号的钢线评价耐氢脆化特性。需要注意的是，对于拉伸强度低于1800MPa的钢线，由于其不满足所需的强度，因此未评价其耐氢脆化特性。另外，作为钢线的特性，对于不满足拉丝加工性和扭转特性中的一者或两者的钢线，除了试验编号50、51、64(水准50、51、64)之外，未评价耐氢脆化特性。另外，对于同时满足拉丝加工性和扭转特性的钢线，对于其中的合金成本增加等制造性降低的钢线，未评价其耐氢脆化特性。
耐氢脆化特性通过FIP试验进行评价。将各试验编号的钢线浸渍在50℃的20％NH4SCN溶液中，施加断裂载荷的0.8倍的载荷来评价断裂时间。需要注意的是，比液量为12cc/cm2。FIP试验对每个试验编号评价12根，将其平均值作为氢脆化断裂时间。由于耐氢脆化特性依赖于钢线的拉伸强度，因此若拉伸强度为1800MPa以上的钢线，将20小时以上判断为耐氢脆化特性良好，在表5中表示为“良”。另外，关于拉丝加工性，拉丝加工时截至目标线径不发生断线或者在长度方向的表面开裂的纵向裂纹的情况下，判断为“拉丝加工性良好”，在表5中表示为“良”。关于扭转特性，在夹具间距为直径的100倍，扭转转速为5～60rpm的条件下，通过扭转试验进行评价，未发生分层的情况判断为“扭转特性良好”，在表5中表示为“良”。
另外，在制造成本评价中，以包括合金成本的制钢成本和轧制成本为基准，通过包括任选元素的元素的成分范围的中心值计算出的合金成本以下和在通常的轧制条件下计算出的制造成本以下的情况视为“制造成本低”，在表5中表示为“低”。另一方面，在表5中，合金成本等制造成本增加时，表示为“高”，判断为钢线的制造性降低。将这些结果示于表5。
[表5]
试验编号44(水准44)是由于P含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号48(水准48)是由于Cr含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号49(水准49)是由于N含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号52(水准52)是由于S含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号54(水准54)是由于Mo含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号60(水准60)是由于Ni含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号61(水准61)是由于Cu含量高于本发明的范围从而耐氢脆化特性变差的比较例。试验编号47、50、51、56、57、58、59、62、63(水准47、50、51、56、57、58、59、62、63)分别由于Mn含量、O含量、Si含量、C含量和B含量、Ti含量、Nb含量、Zr含量、Ca含量、Mg含量高于本发明的范围从而不满足拉丝加工性和扭转特性中的一者或两者。因此，未能评价耐氢脆化特性。另外、试验编号45、55和56(水准45、55和56)分别由于Al含量、V含量、C含量和B含量高于本发明的范围从而钢线的制造性降低。试验编号64(水准64)是由于强度为3000MPa以上从而耐氢脆化特性降低的例子。
产业上的可利用性
根据本发明，能够获得拉伸强度为1800MPa以上、且不使拉丝加工性和扭转特性降低、使耐氢脆化特性提高的、用于预应力混凝土等的高强度钢线，而不降低制造性，产业贡献非常显著。

Claims (2)

1.一种钢线，其特征在于，作为化学成分，以质量％计含有
C：0.80％～1.20％、
Si：0.10％～2.00％、
Mn：0.20％～1.00％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
O：0.0100％以下以及
N：0.0010％～0.0100％，
任意含有的成分为
Al：0.100％以下、
Cr：2.00％以下、
Mo：1.00％以下、
V：0.30％以下、
B：0.0050％以下、
Ti：0.050％以下、
Nb：0.050％以下、
Zr：0.050％以下、
Ni：2.00％以下、
Cu：1.00％以下、
Ca：0.010％以下以及
Mg：0.010％以下，
余量为Fe和杂质，
组织包含珠光体，
所述珠光体的面积率为90％以上，
在层状渗碳体中，以当量圆直径计粒径为10nm以下的渗碳体颗粒的面积率为50％以上，
拉伸强度为1800MPa以上且低于3000MPa。
2.根据权利要求1所述的钢线，其特征在于，作为化学成分，以质量％计含有选自由
Al：0.005％～0.100％、
Cr：0.01％～2.00％、
Mo：0.01％～1.00％、
V：0.01％～0.30％、
B：0.0001％～0.0050％、
Ti：0.001％～0.050％、
Nb：0.001％～0.050％、
Zr：0.001％～0.050％、
Ni：0.01％～2.00％、
Cu：0.01％～1.00％、
Ca：0.0001％～0.010％以及
Mg：0.0001％～0.010％组成的组中的1种以上。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102047403B1 (ko) * 2017-12-26 2019-11-22 주식회사 포스코 냉간압조용 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08120407A (ja) * 1994-08-31 1996-05-14 Kobe Steel Ltd 高強度高靭・延性鋼線およびその製造方法
WO2015186801A1 (ja) * 2014-06-04 2015-12-10 新日鐵住金株式会社 鋼線

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11315348A (ja) * 1998-04-30 1999-11-16 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト
JP4267376B2 (ja) 2003-06-04 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法
JP5315790B2 (ja) 2008-05-19 2013-10-16 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
US20120318410A1 (en) * 2010-04-08 2012-12-20 Toshimi Tarui Strand for saw wire and manufacturing method thereof
JP2012021217A (ja) * 2010-07-16 2012-02-02 Kobe Steel Ltd メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法
WO2013108828A1 (ja) * 2012-01-20 2013-07-25 新日鐵住金株式会社 圧延線材、及びその製造方法
WO2014208492A1 (ja) * 2013-06-24 2014-12-31 新日鐵住金株式会社 高炭素鋼線材及びその製造方法
CN106460119B (zh) * 2014-06-02 2019-01-11 新日铁住金株式会社 钢线材

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08120407A (ja) * 1994-08-31 1996-05-14 Kobe Steel Ltd 高強度高靭・延性鋼線およびその製造方法
WO2015186801A1 (ja) * 2014-06-04 2015-12-10 新日鐵住金株式会社 鋼線

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