JP2001073081A - 低降伏比高張力鋼棒とその製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力鋼棒とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 スポット溶接性および耐遅れ破壊の優れたＰ
Ｃ鋼材の製造方法に関するものである。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．０００５〜０．
００５％、を含有する鋳片に熱間圧延した線材をオース
テナイト領域から、３００〜５００℃の温度領域に急冷
後３〜１８０秒で恒温保持し、直ちに急冷または放冷す
ることにより旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマ
ルテンサイトまたはベイナイトと５〜１５％のフェライ
トまたはパーライトであり、旧オーステナイト粒界のフ
ェライトまたはパーライトの占有率が５０％以上の複合
組織を有する低ＹＲ高張力鋼線とその製造方法。
Ｃ鋼材の製造方法に関するものである。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．０００５〜０．
００５％、を含有する鋳片に熱間圧延した線材をオース
テナイト領域から、３００〜５００℃の温度領域に急冷
後３〜１８０秒で恒温保持し、直ちに急冷または放冷す
ることにより旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマ
ルテンサイトまたはベイナイトと５〜１５％のフェライ
トまたはパーライトであり、旧オーステナイト粒界のフ
ェライトまたはパーライトの占有率が５０％以上の複合
組織を有する低ＹＲ高張力鋼線とその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、スポット溶接性の
優れたＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼材およびそ
の製造方法に関するものであり、特に引張強さ１０００
MPa 以上の強度レベルで高い延性を有する高張力鋼棒と
その製造方法に関するものである。
優れたＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼材およびそ
の製造方法に関するものであり、特に引張強さ１０００
MPa 以上の強度レベルで高い延性を有する高張力鋼棒と
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】コンクリートパイルのなかでも剛性およ
び曲げ強さの向上、コンクリートのひび割れ防止の目的
でコンクリートに圧縮をあたえて強化するものはＰＣパ
イルと称され以下の方法で製造される。まず、円周上に
並列に配したＰＣ鋼材に軟鋼線を螺旋状に巻き付けた後
（以後螺旋筋と称す）、ＰＣ鋼材と螺旋筋の交点を固定
して円筒状の籠片型補強体（以下補強体と略称）を製造
する。次いでこの補強体を型枠に導入し、補強体を構成
するＰＣ鋼材の両端を固定して引張強さの７０％前後の
応力で緊張する。型枠内に注入したコンクリートが固化
した後にＰＣ鋼材の緊張力が除去され、同時にコンクリ
ートに圧縮力が付与されてＰＣパイルが製造される。こ
の製造工程中、補強体の組立を自動化するために、溶接
性の良好な低中炭素鋼の熱処理強化型ＰＣ鋼材が使用さ
れ、ＰＣ鋼材と螺旋筋の固定はスポット溶接により行わ
れる。
び曲げ強さの向上、コンクリートのひび割れ防止の目的
でコンクリートに圧縮をあたえて強化するものはＰＣパ
イルと称され以下の方法で製造される。まず、円周上に
並列に配したＰＣ鋼材に軟鋼線を螺旋状に巻き付けた後
（以後螺旋筋と称す）、ＰＣ鋼材と螺旋筋の交点を固定
して円筒状の籠片型補強体（以下補強体と略称）を製造
する。次いでこの補強体を型枠に導入し、補強体を構成
するＰＣ鋼材の両端を固定して引張強さの７０％前後の
応力で緊張する。型枠内に注入したコンクリートが固化
した後にＰＣ鋼材の緊張力が除去され、同時にコンクリ
ートに圧縮力が付与されてＰＣパイルが製造される。こ
の製造工程中、補強体の組立を自動化するために、溶接
性の良好な低中炭素鋼の熱処理強化型ＰＣ鋼材が使用さ
れ、ＰＣ鋼材と螺旋筋の固定はスポット溶接により行わ
れる。
【０００３】近年、鋼構造物の巨大化に伴ない、その部
材に使用される鋼材は益々高強度化する傾向にある。例
えば、コンクリートパイルに主筋として使用されるＰＣ
鋼棒はＪＩＳ Ｇ３１０９に規定されるように引張強さ
１４２０MPa 以上とされている。一般に、線材の強度と
延性はその性質が相反するもので高張力鋼ほど伸びで代
表される延性は低下する。特に一様伸びの値は極端に低
下する。現在、多く使用されているＰＣ鋼棒は熱間圧延
材を焼入焼戻することによって所定の強度、延性が付与
されている。しかしながら、このような焼戻マルテンサ
イト組織で高強度化を図ると一様伸びは約３％程度にな
る。一様伸びが低い値である場合、コンクリート構造物
に地震などの大きな衝撃荷重が加わるとＰＣ鋼棒が破断
し、もはや鉄筋としての役割を果たさない。
材に使用される鋼材は益々高強度化する傾向にある。例
えば、コンクリートパイルに主筋として使用されるＰＣ
鋼棒はＪＩＳ Ｇ３１０９に規定されるように引張強さ
１４２０MPa 以上とされている。一般に、線材の強度と
延性はその性質が相反するもので高張力鋼ほど伸びで代
表される延性は低下する。特に一様伸びの値は極端に低
下する。現在、多く使用されているＰＣ鋼棒は熱間圧延
材を焼入焼戻することによって所定の強度、延性が付与
されている。しかしながら、このような焼戻マルテンサ
イト組織で高強度化を図ると一様伸びは約３％程度にな
る。一様伸びが低い値である場合、コンクリート構造物
に地震などの大きな衝撃荷重が加わるとＰＣ鋼棒が破断
し、もはや鉄筋としての役割を果たさない。
【０００４】特開平８−１５８０１０号公報では、高Ｓ
ｉ−Ａｌ系でフェライトを含有する組織で高一様伸び化
を図っている。しかしながら、高Ｓｉ−Ａｌ系では熱処
理時に通電性を低下させるスケールが多量に生成しスポ
ット溶接性が低下する。また、特開昭６２−６６１３号
公報では、マルテンサイト、ベイナイトと残留オーステ
ナイトで高張力鋼の高一様伸び化を図っている。しかし
ながら、近年コンクリート構造物の耐震性を確保するた
めに高一様伸びと同様に低降伏比（ＹＲ：以下ＹＲとい
う。）が要求される傾向にあるが、特開昭６２−６６１
３号公報では低ＹＲに関する検討は行っていない。
ｉ−Ａｌ系でフェライトを含有する組織で高一様伸び化
を図っている。しかしながら、高Ｓｉ−Ａｌ系では熱処
理時に通電性を低下させるスケールが多量に生成しスポ
ット溶接性が低下する。また、特開昭６２−６６１３号
公報では、マルテンサイト、ベイナイトと残留オーステ
ナイトで高張力鋼の高一様伸び化を図っている。しかし
ながら、近年コンクリート構造物の耐震性を確保するた
めに高一様伸びと同様に低降伏比（ＹＲ：以下ＹＲとい
う。）が要求される傾向にあるが、特開昭６２−６６１
３号公報では低ＹＲに関する検討は行っていない。
【０００５】このため、スポット溶接性の可能な耐遅れ
破壊特性の良好な高一様伸びでかつ低ＹＲな高張力鋼が
コンクリート構造物の耐震性の確保の観点から求められ
ている。
破壊特性の良好な高一様伸びでかつ低ＹＲな高張力鋼が
コンクリート構造物の耐震性の確保の観点から求められ
ている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】コンクリートポール、
パイルなどのコンクリート構造物に使用されるＰＣ鋼材
の場合には、一般に約１２００MPa 以上の強度が要求さ
れている。このような高張力鋼で高一様伸びとスポット
溶接性の両特性を満足するために、本発明者らは材質特
性（遅れ破壊、リラクゼーション、一様伸び特性および
ＹＲ）とスポット溶接性におよぼす製造条件の影響の詳
細な検討を実施した。
パイルなどのコンクリート構造物に使用されるＰＣ鋼材
の場合には、一般に約１２００MPa 以上の強度が要求さ
れている。このような高張力鋼で高一様伸びとスポット
溶接性の両特性を満足するために、本発明者らは材質特
性（遅れ破壊、リラクゼーション、一様伸び特性および
ＹＲ）とスポット溶接性におよぼす製造条件の影響の詳
細な検討を実施した。
【０００７】１２００MPa 以上の高強度鋼の遅れ破壊で
は、一般に粒界破壊による遅れ破壊を起こしやすい。こ
のため、遅れ破壊を抑制するために粒界を軟化させる必
要があり、粒界フェライトまたはパーライトを生成させ
ることにより遅れ破壊を抑制する。ただし、粒界フェラ
イトまたはパーライトが均一に生成する必要がある。例
えば、中心部のみに粒界フェライトが生成すると表層部
の遅れ破壊感受性は上昇する。
は、一般に粒界破壊による遅れ破壊を起こしやすい。こ
のため、遅れ破壊を抑制するために粒界を軟化させる必
要があり、粒界フェライトまたはパーライトを生成させ
ることにより遅れ破壊を抑制する。ただし、粒界フェラ
イトまたはパーライトが均一に生成する必要がある。例
えば、中心部のみに粒界フェライトが生成すると表層部
の遅れ破壊感受性は上昇する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、高張力鋼に微
細なオーステナイトを３００〜５００℃までの温度領域
で恒温保持し、旧オーステナイト粒界にフェライトまた
はパーライトを変態させることにより高延性化をはか
り、残部をマルテンサイトまたはベイナイト変態させる
ことにより高張力化を図ることにある。延性を確保する
ためには旧オーステナイト粒界のフェライトまたはパー
ライトの生成量が重要となる。
細なオーステナイトを３００〜５００℃までの温度領域
で恒温保持し、旧オーステナイト粒界にフェライトまた
はパーライトを変態させることにより高延性化をはか
り、残部をマルテンサイトまたはベイナイト変態させる
ことにより高張力化を図ることにある。延性を確保する
ためには旧オーステナイト粒界のフェライトまたはパー
ライトの生成量が重要となる。
【０００９】図１に示すように恒温変態時間を短くする
と低ＹＲ化が図れる。これは恒温変態時間を短くすると
マルテンサイト分率を上昇し降伏が起こりやすくするた
めである。また、スポット溶接において良い溶接性を確
保するためには、発明者らは溶接性におよぼす合金元素
の影響の詳細な検討を実施した。Ｓｉは旧オーステナイ
ト粒界のフェライト生成には効果があるが、その増加に
ともない表層での鋼表面に生成するスケールが多量でタ
イトに生成し、スポット溶接時の通電性を低下させるた
めスポット溶接性は低下する。また、高Ｓｉ系ではスポ
ット溶接部の溶融部にＳｉ酸化物が生成しスポット溶接
部の強度を低下させる。本発明の要旨は次のとおりであ
る。
と低ＹＲ化が図れる。これは恒温変態時間を短くすると
マルテンサイト分率を上昇し降伏が起こりやすくするた
めである。また、スポット溶接において良い溶接性を確
保するためには、発明者らは溶接性におよぼす合金元素
の影響の詳細な検討を実施した。Ｓｉは旧オーステナイ
ト粒界のフェライト生成には効果があるが、その増加に
ともない表層での鋼表面に生成するスケールが多量でタ
イトに生成し、スポット溶接時の通電性を低下させるた
めスポット溶接性は低下する。また、高Ｓｉ系ではスポ
ット溶接部の溶融部にＳｉ酸化物が生成しスポット溶接
部の強度を低下させる。本発明の要旨は次のとおりであ
る。
【００１０】（１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．０００５〜０．
００５％、を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からな
り、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサ
イトまたはベイナイトと５〜１５％のフェライトまたは
パーライトであり、旧オーステナイト粒界のフェライト
またはパーライトの占有率が５０％以上の複合組織を有
するスポット溶接性及び耐遅れ破壊特性の優れ、かつ高
一様伸びに優れた特性を有することを特徴とする低降伏
比高張力鋼棒。
Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：
０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．０００５〜０．
００５％、を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からな
り、旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサ
イトまたはベイナイトと５〜１５％のフェライトまたは
パーライトであり、旧オーステナイト粒界のフェライト
またはパーライトの占有率が５０％以上の複合組織を有
するスポット溶接性及び耐遅れ破壊特性の優れ、かつ高
一様伸びに優れた特性を有することを特徴とする低降伏
比高張力鋼棒。
【００１１】（２）さらに鋼材成分として、重量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．
０６０％、の１種または２種を含有することを特徴とす
る上記（１）記載の低降伏比高張力鋼棒。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．
０６０％、の１種または２種を含有することを特徴とす
る上記（１）記載の低降伏比高張力鋼棒。
【００１２】（３）さらに鋼材成分として、重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．
３５％、の１種または２種以上を含有することを特徴と
する上記（１）または（２）記載の低降伏比高張力鋼
棒。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．
３５％、の１種または２種以上を含有することを特徴と
する上記（１）または（２）記載の低降伏比高張力鋼
棒。
【００１３】（４）さらに鋼材成分として、重量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００
０５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００７
％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする
上記（１）〜（３）のいずれかの項に記載の低降伏比高
張力鋼棒。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００
０５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００７
％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする
上記（１）〜（３）のいずれかの項に記載の低降伏比高
張力鋼棒。
【００１４】（５）上記（１）〜（４）のいずれかの項
に記載の成分を有する鋳片を、熱間圧延により線材と
し、次いで該線材をオーステナイト領域から３００〜５
００℃の温度領域に急冷し、この温度域で３〜１８０秒
恒温保持し、直ちに急冷または放冷することを特徴とす
る低降伏比高張力鋼棒の製造方法。
に記載の成分を有する鋳片を、熱間圧延により線材と
し、次いで該線材をオーステナイト領域から３００〜５
００℃の温度領域に急冷し、この温度域で３〜１８０秒
恒温保持し、直ちに急冷または放冷することを特徴とす
る低降伏比高張力鋼棒の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明による低降伏比高張力鋼棒
に用いる化学成分について以下の通りに規定する。 Ｃ：Ｃはマルテンサイトまたはベイナイトの強度を高め
るために添加するが、０．２％未満ではその効果は少な
い。一方、Ｃを過量に添加するとスポット溶接部の硬さ
が高くなり溶接割れ感受性が上昇するため、その上限を
０．４％とする。
に用いる化学成分について以下の通りに規定する。 Ｃ：Ｃはマルテンサイトまたはベイナイトの強度を高め
るために添加するが、０．２％未満ではその効果は少な
い。一方、Ｃを過量に添加するとスポット溶接部の硬さ
が高くなり溶接割れ感受性が上昇するため、その上限を
０．４％とする。
【００１６】Ｓｉ：Ｓｉは旧オーステナイト粒界のフェ
ライト生成のために必須の元素であり、０．５％未満で
はその効果は少ない。一方、Ｓｉ量が２．０％超になる
と補強体製造上安定してスポット溶接を実施することが
困難になる。このため、上限を２．０％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは一様伸びと焼入性の向上のために必要であ
る。０．３％未満ではその効果はない。２．０％超添加
にしても強度改善効果は飽和する。また、中心偏析部に
ミクロマルテンサイトを生成し延伸性を低下させる。Ｍ
ｎ量は０．３〜２．０の範囲とする。
ライト生成のために必須の元素であり、０．５％未満で
はその効果は少ない。一方、Ｓｉ量が２．０％超になる
と補強体製造上安定してスポット溶接を実施することが
困難になる。このため、上限を２．０％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは一様伸びと焼入性の向上のために必要であ
る。０．３％未満ではその効果はない。２．０％超添加
にしても強度改善効果は飽和する。また、中心偏析部に
ミクロマルテンサイトを生成し延伸性を低下させる。Ｍ
ｎ量は０．３〜２．０の範囲とする。
【００１７】Ｐ：Ｐは粒界に偏析し粒界脆化を起こしや
すくするため、０．０３％以下にする必要がある。不純
物元素であるＰは極力低減することが望ましい。 Ｓ：ＳもＰと同様に粒界に偏析し粒界脆化を起こしやす
くするため、０．０１％以下にする必要がある。不純物
元素であるＳは極力低減することが望ましい。 Ａｌ：Ａｌが０．００５％を超えるとスポット溶接部に
粗大なＡｌ2 Ｏが生成し溶接強度を低下させる。そのた
め上限を０．００５％とした。
すくするため、０．０３％以下にする必要がある。不純
物元素であるＰは極力低減することが望ましい。 Ｓ：ＳもＰと同様に粒界に偏析し粒界脆化を起こしやす
くするため、０．０１％以下にする必要がある。不純物
元素であるＳは極力低減することが望ましい。 Ａｌ：Ａｌが０．００５％を超えるとスポット溶接部に
粗大なＡｌ2 Ｏが生成し溶接強度を低下させる。そのた
め上限を０．００５％とした。
【００１８】Ｔｉ：ＴｉはＴｉ析出物のピニング効果に
より組織を微細化する。そのためには０．００５％以上
の添加が必要である。しかし、０．０５％超添加すると
粗大なＴｉＮが多量に析出するため材質特性を劣化させ
る。このため、上限を０．０５％とした。 Ｂ：Ｂは０．０００５％未満では焼入性の向上が十分で
ないために０．０００５％を下限値とした。しかし、
０．０５％を超えると効果は飽和するため上限値を０．
００５％とした。
より組織を微細化する。そのためには０．００５％以上
の添加が必要である。しかし、０．０５％超添加すると
粗大なＴｉＮが多量に析出するため材質特性を劣化させ
る。このため、上限を０．０５％とした。 Ｂ：Ｂは０．０００５％未満では焼入性の向上が十分で
ないために０．０００５％を下限値とした。しかし、
０．０５％を超えると効果は飽和するため上限値を０．
００５％とした。
【００１９】Ｏ：Ｏは酸化物によるピニング効果により
組織を微細化する。０．００１％以上の添加が必要であ
る。しかしながら、０．００５％超添加すると粗大な酸
化物が生成し材質特性が低下する。このため、添加範囲
を０．００１〜０．００５％とする。 本発明は上記基本元素の他は残部がＦｅおよび不可避不
純物とするものであるがさらに、特性向上を図るために
以下に規定する元素の１種または２種以上を含有する。
組織を微細化する。０．００１％以上の添加が必要であ
る。しかしながら、０．００５％超添加すると粗大な酸
化物が生成し材質特性が低下する。このため、添加範囲
を０．００１〜０．００５％とする。 本発明は上記基本元素の他は残部がＦｅおよび不可避不
純物とするものであるがさらに、特性向上を図るために
以下に規定する元素の１種または２種以上を含有する。
【００２０】Ｎｂ：ＮｂはＮｂ析出物のピニング効果に
よりオーステナイト粒を微細化し延性を向上させる。そ
のためには０．００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、０．０５％超添加するとスポット溶接部の硬
さを上昇させ溶接割れ感受性を上昇させる。このためＮ
ｂの適正範囲を０．００５〜０．０５％とした。 Ｖ：Ｖは炭窒化物を析出させγ粒を微細化し強度、延性
を向上させる。そのためには０．００５％以上の添加が
必要であり、下限値を０．００５％とした。しかし多量
の添加では効果が飽和するため上限値を０．０６０％と
した。
よりオーステナイト粒を微細化し延性を向上させる。そ
のためには０．００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、０．０５％超添加するとスポット溶接部の硬
さを上昇させ溶接割れ感受性を上昇させる。このためＮ
ｂの適正範囲を０．００５〜０．０５％とした。 Ｖ：Ｖは炭窒化物を析出させγ粒を微細化し強度、延性
を向上させる。そのためには０．００５％以上の添加が
必要であり、下限値を０．００５％とした。しかし多量
の添加では効果が飽和するため上限値を０．０６０％と
した。
【００２１】Ｃｕ：Ｃｕは０．０５％未満では焼入性の
向上が十分でないために０．０５％を下限値とした。し
かし、１．０％を超えると熱間割れを引き起こすため上
限値を１．０％とした。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％未満では焼入性の向上が十分で
ないために０．０５％を下限値とした。しかし、１．０
％を超えると効果は飽和するため上限値を１．０％とし
た。
向上が十分でないために０．０５％を下限値とした。し
かし、１．０％を超えると熱間割れを引き起こすため上
限値を１．０％とした。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％未満では焼入性の向上が十分で
ないために０．０５％を下限値とした。しかし、１．０
％を超えると効果は飽和するため上限値を１．０％とし
た。
【００２２】Ｃｒ：Ｃｒは固溶強化、焼入性向上のため
に鋼の強度を上昇させるが、０．０５％以下では効果が
不十分である。しかし、１．０％を超えると効果は飽和
するため上限値を１．０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏはリラクセーション特性を向上させるために
有効な元素である。しかしながら、少なくとも０．０５
％以上添加しないとその効果は認められない。また、
０．３５％超添加するとスポット溶接部の割れ感受性が
上昇する。そのためＭｏの成分範囲を０．０５〜０．３
５％までとした。
に鋼の強度を上昇させるが、０．０５％以下では効果が
不十分である。しかし、１．０％を超えると効果は飽和
するため上限値を１．０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏはリラクセーション特性を向上させるために
有効な元素である。しかしながら、少なくとも０．０５
％以上添加しないとその効果は認められない。また、
０．３５％超添加するとスポット溶接部の割れ感受性が
上昇する。そのためＭｏの成分範囲を０．０５〜０．３
５％までとした。
【００２３】Ｃａ：Ｃａは組織を微細化するために有効
な元素である。０．０００５未満では効果がないため
０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５％
を超えると清浄度が低下するとともに介在物が粗大化す
るため上限値を０．００５％とした。 ＲＥＭ：ＲＥＭもＣａと同様に組織を微細化するために
有効な元素である。０．０００５未満では効果がないた
め０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５
％を超えると清浄度が低下するとともに介在物が粗大化
するため上限値を０．００５％とした。
な元素である。０．０００５未満では効果がないため
０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５％
を超えると清浄度が低下するとともに介在物が粗大化す
るため上限値を０．００５％とした。 ＲＥＭ：ＲＥＭもＣａと同様に組織を微細化するために
有効な元素である。０．０００５未満では効果がないた
め０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５
％を超えると清浄度が低下するとともに介在物が粗大化
するため上限値を０．００５％とした。
【００２４】Ｍｇ：Ｍｇは鋼は鋼中で微細な酸化物を生
成しオーステナイトを細粒にするため、０．０００５％
以上添加する。しかし、Ｍｇで０．００７％超添加する
と酸化物が粗大化し伸線加工性を低下させる。そのた
め、上限を０．００７％とする。次に組織を規定した理
由を下記に述べる。
成しオーステナイトを細粒にするため、０．０００５％
以上添加する。しかし、Ｍｇで０．００７％超添加する
と酸化物が粗大化し伸線加工性を低下させる。そのた
め、上限を０．００７％とする。次に組織を規定した理
由を下記に述べる。
【００２５】強度確保のためにベイナイトおよびマルテ
ンサイトの複合組織とし、延性を確保するためにはベイ
ナイトおよびフェライトとパーライトの複合組織とする
必要がある。このため、恒温変態時に粒界フェライトま
たはパーライトとベイナイトを生成させ、恒温変態後の
急冷により過冷オーステナイトをマルテンサイトに変態
させる。粒界フェライトとパーライトの量が少ないと一
様伸びを確保することが困難であり、粒界フェライトと
パーライトの生成量を５％以上とした。マルテンサイト
またはベイナイトの生成率が低下すると強度不足とな
る。また、マルテンサイト生成率の低下は低ＹＲをはか
れない。そのため、粒界フェライトとパーライトの生成
量には上限があり１５％以下とする必要がある。
ンサイトの複合組織とし、延性を確保するためにはベイ
ナイトおよびフェライトとパーライトの複合組織とする
必要がある。このため、恒温変態時に粒界フェライトま
たはパーライトとベイナイトを生成させ、恒温変態後の
急冷により過冷オーステナイトをマルテンサイトに変態
させる。粒界フェライトとパーライトの量が少ないと一
様伸びを確保することが困難であり、粒界フェライトと
パーライトの生成量を５％以上とした。マルテンサイト
またはベイナイトの生成率が低下すると強度不足とな
る。また、マルテンサイト生成率の低下は低ＹＲをはか
れない。そのため、粒界フェライトとパーライトの生成
量には上限があり１５％以下とする必要がある。
【００２６】低降伏比を得るためには組織の微細化を図
り、フェライトまたはパーライト変態のサイトを多く生
成させるためオーステナイト粒径を細粒にする必要があ
る。そのためにはオーステナイト粒径を３０μｍとする
必要がある。オーステナイトの細粒化のためには介在物
が微細に分散するビレット鋳造法が望ましい。また、Ｎ
ｂ等の合金元素の添加も有効であるが、オーステナイト
領域に加熱後、冷却中に８５０℃以上の温度域で比較的
大圧下で圧延にすることによりオーステナイトが微細化
することも可能である。また、加熱速度を速くすること
もオーステナイトの細粒化には有効である。望ましくは
５０℃／ｓ以上が良好である。
り、フェライトまたはパーライト変態のサイトを多く生
成させるためオーステナイト粒径を細粒にする必要があ
る。そのためにはオーステナイト粒径を３０μｍとする
必要がある。オーステナイトの細粒化のためには介在物
が微細に分散するビレット鋳造法が望ましい。また、Ｎ
ｂ等の合金元素の添加も有効であるが、オーステナイト
領域に加熱後、冷却中に８５０℃以上の温度域で比較的
大圧下で圧延にすることによりオーステナイトが微細化
することも可能である。また、加熱速度を速くすること
もオーステナイトの細粒化には有効である。望ましくは
５０℃／ｓ以上が良好である。
【００２７】マルテンサイト等の硬化組織内に粗大なフ
ェライトが生成しても高一様伸びは図れない。高一様化
のためにはフェライトとパーライトを組織内に均一に分
散する必要がある。本発明ではビレット鋳造法によりオ
ーステナイトの細粒化と均一化によって、その後の恒温
変態時にその粒界にフェライトとパーライトを生成させ
ることで見かけ上、分散化させることができる。分散化
の指標として粒界フェライトまたはパーライトの占有率
が５０％以上とする必要がある。
ェライトが生成しても高一様伸びは図れない。高一様化
のためにはフェライトとパーライトを組織内に均一に分
散する必要がある。本発明ではビレット鋳造法によりオ
ーステナイトの細粒化と均一化によって、その後の恒温
変態時にその粒界にフェライトとパーライトを生成させ
ることで見かけ上、分散化させることができる。分散化
の指標として粒界フェライトまたはパーライトの占有率
が５０％以上とする必要がある。
【００２８】次に、前述した低降伏比高張力鋼棒を製造
するための熱処理条件を限定した理由を述べる。５００
℃以上の温度で恒温変態させると組織はパーライト主体
の組織となり、所定の強度が得られない。一方、３００
℃以下の温度域では過冷オーステナイトはほとんどが直
ちにマルテンサイトに変態し、延性に有効な粒界フェラ
イトまたはパーライトを生成させない。恒温変態時間を
長くするとフェライトまたはパーライトの生成量が増え
強度が低下する。また、マルテンサイト分率が低下する
ために低ＹＲ化がはかれない。そのため恒温変態時間を
１８０秒以下とする必要がある。一方、３秒未満すると
フェライトまたはパーライトの生成量が低下し、一様伸
びが低下する。本発明ではこのときの冷却速度に付いて
は規定しないが、冷却速度を遅くするとベイナイト生成
率が著しく上昇するため冷却速度は望ましくは５０℃／
秒以上がよい。
するための熱処理条件を限定した理由を述べる。５００
℃以上の温度で恒温変態させると組織はパーライト主体
の組織となり、所定の強度が得られない。一方、３００
℃以下の温度域では過冷オーステナイトはほとんどが直
ちにマルテンサイトに変態し、延性に有効な粒界フェラ
イトまたはパーライトを生成させない。恒温変態時間を
長くするとフェライトまたはパーライトの生成量が増え
強度が低下する。また、マルテンサイト分率が低下する
ために低ＹＲ化がはかれない。そのため恒温変態時間を
１８０秒以下とする必要がある。一方、３秒未満すると
フェライトまたはパーライトの生成量が低下し、一様伸
びが低下する。本発明ではこのときの冷却速度に付いて
は規定しないが、冷却速度を遅くするとベイナイト生成
率が著しく上昇するため冷却速度は望ましくは５０℃／
秒以上がよい。
【００２９】なお、溶接部の材質特性確保として一様伸
びを向上させるためには溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を実
施しても何ら問題ない。
びを向上させるためには溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を実
施しても何ら問題ない。
【００３０】
【実施例】以下本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表１の供試鋼の化学成分、製造条件、機械
的性質およびスポット溶接性を示す。引張試験の一様伸
びの評価方法はＧＬを３０ｄとし破断位置およびその両
隣を除いた長さから算出された一様伸びの平均値を示し
た。本発明鋼の鋼１〜８では材質特性を満足した。
的性質およびスポット溶接性を示す。引張試験の一様伸
びの評価方法はＧＬを３０ｄとし破断位置およびその両
隣を除いた長さから算出された一様伸びの平均値を示し
た。本発明鋼の鋼１〜８では材質特性を満足した。
【００３１】鋼９，１０は適切な鋼成分ではないので、
機械的性質が確保できなかった。鋼９はＳｉ量が多いた
めスポット溶接部の付着力が低下した。鋼１０はＡｌ量
が高いため一様伸びが低下した。鋼１１〜１４は製造条
件が適切でないために材質特性が得られない。鋼１１は
恒温変態温度が低いため耐遅れ破壊特性が低下した。鋼
１２では恒温変態温度が高いため強度が低下した。鋼１
３では恒温変態時間が短いため一様伸びが低下した。鋼
１４では恒温変態時間が長いためマルテンサイト分率が
減少し低ＹＲ化がはかれない。鋼１５はフェライト分率
が高く強度が低下した。
機械的性質が確保できなかった。鋼９はＳｉ量が多いた
めスポット溶接部の付着力が低下した。鋼１０はＡｌ量
が高いため一様伸びが低下した。鋼１１〜１４は製造条
件が適切でないために材質特性が得られない。鋼１１は
恒温変態温度が低いため耐遅れ破壊特性が低下した。鋼
１２では恒温変態温度が高いため強度が低下した。鋼１
３では恒温変態時間が短いため一様伸びが低下した。鋼
１４では恒温変態時間が長いためマルテンサイト分率が
減少し低ＹＲ化がはかれない。鋼１５はフェライト分率
が高く強度が低下した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は、引張強度
１０００MPa 以上の強度レベルで高い延性を有する溶接
性と耐遅れ破壊特性に優れた低降伏比高強度ＰＣ鋼線用
鋼材を提供することができる。
１０００MPa 以上の強度レベルで高い延性を有する溶接
性と耐遅れ破壊特性に優れた低降伏比高強度ＰＣ鋼線用
鋼材を提供することができる。
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA26 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA02 CD06 4K043 AA02 AB00 AB01 AB02 AB04 AB07 AB10 AB13 AB15 AB18 AB21 AB22 AB25 AB26 AB27 AB28 AB29 AB30 AB33 BA04 BA06 EA07 FA03 FA13 HA05
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５％、 Ｏ：０．０００５〜０．００５％、 を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、旧オー
ステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトまたは
ベイナイトと５〜１５％のフェライトまたはパーライト
であり、旧オーステナイト粒界のフェライトまたはパー
ライトの占有率が５０％以上の複合組織を有するスポッ
ト溶接性及び耐遅れ破壊特性の優れ、かつ高一様伸びに
優れた特性を有することを特徴とする低降伏比高張力鋼
棒。 - 【請求項２】 さらに鋼材成分として、重量％で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ：０．００５〜０．０６０％、 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
記載の低降伏比高張力鋼棒。 - 【請求項３】 さらに鋼材成分として、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、 の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１または２記載の低降伏比高張力鋼棒。 - 【請求項４】 さらに鋼材成分として、重量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．００７％、 の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１〜３のいずれかの項に記載の低降伏比高張力鋼棒。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかの項に記載の成
分を有する鋳片を、熱間圧延により線材とし、次いで該
線材をオーステナイト領域から３００〜５００℃の温度
領域に急冷し、この温度域で３〜１８０秒恒温保持し、
直ちに急冷または放冷することを特徴とする低降伏比高
張力鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24794899A JP2001073081A (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 低降伏比高張力鋼棒とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24794899A JP2001073081A (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 低降伏比高張力鋼棒とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001073081A true JP2001073081A (ja) | 2001-03-21 |
Family
ID=17170939
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24794899A Withdrawn JP2001073081A (ja) | 1999-09-01 | 1999-09-01 | 低降伏比高張力鋼棒とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001073081A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1428895A1 (en) * | 2002-12-09 | 2004-06-16 | Illinois Tool Works Inc. | Steel strap composition |
| KR100475945B1 (ko) * | 2002-05-06 | 2005-03-10 | 현대자동차주식회사 | 퍼얼라이트 조직이 포함된 고장력강판의 열처리 방법 |
| CN103757530A (zh) * | 2014-01-24 | 2014-04-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度≥1250MPa的薄带连铸经济性超高强捆带及其制造方法 |
| CN105401074A (zh) * | 2014-09-04 | 2016-03-16 | Posco公司 | 高强度线材和钢丝及其制造方法 |
| CN105401081A (zh) * | 2014-09-04 | 2016-03-16 | Posco公司 | 拉伸性优异的高强度线材和高强度钢丝及线材的制造方法 |
| JP2017504721A (ja) * | 2013-12-24 | 2017-02-09 | アルセロールミタル・ワイヤ・フランス | 高い疲労強度および水素脆性に対する耐性を有する冷間圧延鋼線ならびに該鋼線が組み込まれる可撓性導管の補強 |
| US10383462B2 (en) | 2016-08-02 | 2019-08-20 | A.G.K., Ltd. | Safety hook |
| WO2021000729A1 (zh) * | 2019-07-02 | 2021-01-07 | 常熟市龙腾特种钢有限公司 | 一种不易脆断的预应力混凝土钢棒用钢及其生产方法 |
-
1999
- 1999-09-01 JP JP24794899A patent/JP2001073081A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100475945B1 (ko) * | 2002-05-06 | 2005-03-10 | 현대자동차주식회사 | 퍼얼라이트 조직이 포함된 고장력강판의 열처리 방법 |
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| AU2003266787B2 (en) * | 2002-12-09 | 2005-02-10 | Signode International Ip Holdings Llc | Steel strap composition |
| JP2017504721A (ja) * | 2013-12-24 | 2017-02-09 | アルセロールミタル・ワイヤ・フランス | 高い疲労強度および水素脆性に対する耐性を有する冷間圧延鋼線ならびに該鋼線が組み込まれる可撓性導管の補強 |
| US10550448B2 (en) | 2013-12-24 | 2020-02-04 | Arcelormittal Wire France | Cold rolled steel wire, method and reinforcement of flexible conduits |
| US11408049B2 (en) | 2013-12-24 | 2022-08-09 | Arcelormittal Wire France | Cold rolled steel wire, method and reinforcement of flexible conduits |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20061107 |