JP4486236B2

JP4486236B2 - High strength rolled PC steel bar and method for manufacturing the same

Info

Publication number: JP4486236B2
Application number: JP2000270466A
Authority: JP
Inventors: 肇石川; 世紀西田; 浩大羽; ▲よし▼孝西川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-09-06
Filing date: 2000-09-06
Publication date: 2010-06-23
Anticipated expiration: 2020-09-06
Also published as: JP2002069578A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コンクリートポールやコンクリートパイル等に用いるＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼棒とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
コンクリートポール及びコンクリートパイルには、剛性および曲げ強さの向上や、ひび割れ防止のためにコンクリートに圧縮力を与え、コンクリートポール及びコンクリートパイルそのものの強度を高めたＰＣポール及びＰＣパイルがある。そして、これらは、以下のようにして製造されている。
【０００３】
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（以下「螺旋筋」と称す。）、次いで、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」と称す。）を製造する。次に、該補強体を型枠に導入して、補強体を構成するＰＣ鋼材の両端を固定し、引張強さの７０％前後の応力で緊張する。次いで、型枠内にコンクリートを注入し、コンクリートが固化した後に、ＰＣ鋼材から緊張応力を解除する。この解除により、コンクリートに圧縮力が付与されることになり、ＰＣポールまたはＰＣパイルが製造される。
【０００４】
このようなコンクリート構造物に使用するＰＣ鋼材としては、ＪＩＳＧ３１３７に規定されるＰＣ鋼棒と、ＪＩＳＧ３５３６に規定されるＰＣ鋼線を、代表的なものとして挙げることができる。
ＰＣ鋼棒は、熱間圧延後空冷した鋼棒を、焼入れ焼戻しして製造される。この焼入れ焼戻しにより、ＪＩＳＧ３１３７（Ｄ種）で規定する１４２０ MPa以上のＴＳ（引張強度）を確保することができる。
【０００５】
例えば、特開平３−１５１４４５公報には、スポット溶接性とリラクゼーション特性を改善するため、Ｓｉを低減し、Ｍｏを添加したＰＣ鋼棒に、焼入れ焼戻しを施して、ＴＳ：１４２０ MPa以上の高強度ＰＣ鋼棒を製造することが開示されている。
このように、ＰＣ鋼棒には、通常、焼入れ焼戻しが施されるが、この焼入れ焼戻しにより、ＰＣ鋼棒の組織は、焼戻しマルテンサイト組織となるので、所要の一様伸びや、耐遅れ破壊特性を確保することが難しい。例えば、「鉄と鋼vol.81（1995）.P1625」に示されているように、１４００ MPa以上の焼戻しマルテンサイト組織を有するＰＣ鋼棒では、耐遅れ破壊特性が劣化する。
【０００６】
一方、焼戻しマルテンサイト以外の組織を有するＰＣ鋼棒として、熱間圧延材を冷間加工し、次いで、ブルーイング処理を施した圧延ＰＣ鋼棒が提供されている。この圧延ＰＣ鋼棒に関し、「プレストレストコンクリートvol.13（1971）p.52」には、鋳片を熱間圧延した線材にストレッチングとブルーイング処理を施すことにより、ＴＳ１２００ MPa以下のＰＣ鋼棒を製造し得ることが開示されている。
【０００７】
圧延ＰＣ鋼棒においては、一様伸びが高いなど優れた点がある一方、ＹＳ（降伏強度）が１１００ MPa以下であり、高強度化が充分になされていないのが実情である。このため、より高強度で耐遅れ破壊特性の優れた圧延ＰＣ鋼棒とその製造方法が求められている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、引張強度（ＴＳ）が１４００ MPa以上を有する高強度で、かつ、高延性の高強度圧延ＰＣ鋼棒と、該ＰＣ鋼棒を、通常のパティンティング、伸線工程を経ずに、ヒートストレッチ、ブルーイングなどの時効処理により安価に製造する製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を解決するために亜共析または共析鋼の組織と成分について検討した。たとえば０．８％Ｃの鋼ではＴＳを適正な強度にするためには、恒温変態を施し８０％以上のパーライト組織が必要である。しかし、ＴＳが１４００MPa 以上であってもＹＳを１２００MPa 以上にすることは困難である。このためにはラメラー間隔を０．１μｍ以下にする必要があることを見いだした。一般的にはＣｒはラメラー間隔を小さくしＴＳを上昇させることが知られているが、ＹＳを１２００MPa 以上にするために添加する必要がある。また、本発明ではヒートストレッチ等によりＹＳの上昇をはかることを提示しているが、０．０５μｍ以下であればそれらの簡易加工をせずにＹＳを１２００MPa 以上の確保も可能である。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づき、上記課題を解決するものであって、その要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．６〜０．８５％、
Ｓｉ：０．１０〜２．５％、
Ｍｎ：０．２５〜２．０％、
Ａｌ：０．０５％以下、及び、
Ｃｒ：１．０５〜３．０％、
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ラメラー間隔が０．１μｍ以下のパーライトが面積率で８０％以上の鋼からなり、ＹＳ（０．２％耐力）が１２００ＭＰａ以上、ＴＳが１４００ＭＰａ以上で、かつ、伸びが４．５％以上であることを特徴とする高強度圧延ＰＣ鋼棒。
【００１１】
（２）前記鋼が、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、
Ｖ：０．００２〜０．５％、及び、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒。
【００１２】
（３）前記鋼が、更に、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、及び、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒。
【００１３】
（４）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト領域まで加熱後、熱間圧延して線材とし、次いで、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を施し、その後、更に、４％以下の歪みを付与し、次いで、２００〜５００℃の温度で５〜６００秒の保定時間でブルーイング処理を施すことを特徴とする上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１４】
（５）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト領域まで加熱後、熱間圧延して線材とし、次いで、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を施し、その後、更に、２００〜５００℃の温度及び４％以下の引張り歪みでヒートストレッチング処理を施すことを特徴とする上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１５】
（６）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線材を、オーステナイト領域まで再加熱後、冷却し、次いで、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を施し、その後、更に、４％以下の歪みを付与し、次いで、２００〜５００℃の温度で５〜６００秒の保定時間でブルーイング処理を施すことを特徴とする上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１６】
（７）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線材を、オーステナイト領域まで再加熱後、冷却し、次いで、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を施し、その後、更に、２００〜５００℃の温度及び４％以下の引張り歪みでヒートストレッチング処理を施すことを特徴とする上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高強度圧延ＰＣ鋼棒の鋼（本発明の鋼）に係る化学成分について説明する。
Ｃは、ＴＳやＹＳを確保するために重要で、かつ、経済的な元素であるが、ＰＣ鋼棒として必要なＴＳ：１４００ MPa以上、及び、ＹＳ：１２００MPa 以上を、それぞれ得るためには、少なくとも０．６％以上必要であり、０．６％未満では、必要な強度が得られない。望ましくは、０．６５％以上必要である。一方、Ｃが０．８５％を超えると、粒界に、網状セメンタイトまたは粗大セメンタイトが析出して、延性の低下が顕著になる。このため、Ｃ添加量は、０．６〜０．８５％とする。
【００１８】
Ｃｒは、固溶強化により、また、焼入性を向上させパーライトのラメラー間隔を小さくして、強度を上昇させる元素である。１．０％未満では、ラメラー間隔を小さくする効果が不十分であり、０．１μｍ以下のラメラー間隔が得られないが、下限は、実施例の表１の鋼６のＣｒ量１．０５％に基づいて、１．０５％とする。しかし、３．０％を超えて添加すると、所望のラメラー間隔が得られるものの、強度が高くなり過ぎ、延性が低下する。このため、上限を３．０％とし、Ｃｒ添加量は１．０５〜３．０％とする。
【００１９】
Ｓｉは、フエライト（パーライト中のフエライト地）に固溶し、顕著な固溶強化作用により、ＹＳを向上させる元素である。この向上効果を得るためには、少なくとも、０．１０％以上の添加量が必要である。一方、Ｓｉの添加量が２．５％を超えると、強度が高くなりすぎて延性が低下する。このため、Ｓｉ添加量の上限を２．５％とする。
【００２０】
Ｍｎは、焼入れ性を高めて強度を上昇させるとともに、鋼棒の横断面における組織を均一にするのに有効な元素である。これらの効果を得るためには、少なくとも、０．２５％以上の添加量が必要がある。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、中心偏析部に、延性を低下せしめるミクロマルテンサイトが発生し易くなる。このため、Ｍｎの添加量の上限を２．０％とし、Ｍｎの添加量は、０．２５〜２．０とする。
【００２１】
Ｐは、粒界に偏析し、粒界脆化を起こし易くする元素であるので、０．０３％以下に低減する必要がある。本発明の鋼において、Ｐは不純物元素であり、極力低減することが望ましい。
Ｓも、Ｐと同様に、粒界に偏析し粒界脆化を起こし易くする元素であるので、０．０３％以下に低減する必要がある。本発明の鋼において、Ｓは、Ｐと同様に不純物元素であり、極力低減することが望ましい。
【００２２】
Ａｌは、徹細なＡｌ ₂ Ｏ ₃ あるいはＡｌＮ析出物のピニング効果により、熱処理時のγ粒径を微細化するために添加する元素である。しかし、０．０５％を超えて添加すると、粗大なＡｌ ₂ Ｏ ₃ が発生し、延性が低下する。このため、Ａｌ添加量の上限を０．０５％とする。
次に、本発明の鋼が含有する選択元素について説明する。
主に、γ粒径を微細化し、延性を向上させるために、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｎｂ、及び、Ｖのうちの１種あるいは２種以上を添加する。また、主に、圧延ＰＣ鋼棒の強度を向上させるために、Ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種あるいは２種以上を添加する。
【００２３】
Ｔｉは、ＴｉＯ₂等の酸化物あるいはＴｉＮ、ＴｉＣ等のＴｉ析出物のピンニング効果により、熱処理時のγ粒径を微細化するために添加する元素である。この効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０５％を超えて添加すると、粗大なＴｉＮが多量に析出して、延性を劣化させる。このため、Ｔｉ添加量の上限を０．０５％とする。
【００２４】
Ｃａは、CaＳ（Ｏ）の生成により、熱処理時のγ粒径を微細化するのに有効な元素である。０．０００５％未満では効果がないので、０．０００５％を、Ｃａ添加量の下限とする。しかし、０．００５％を超えて添加すると、清浄度が低下するとともに、Ｃａ介在物が粗大化し、延性が低下するので、上限を０．００５％とする。
【００２５】
ＲＥＭも、Ｃａと同様に、熱処理時のγ粒径を微細化するのに有効な元素である。０．０００５％未満では効果がないので、０．０００５％を、ＲＥＭ添加量の下限とする。しかし、０．００５％を超えて添加すると、清浄度が低下するとともに、ＲＥＭを含む介在物が粗大化し、延性が低下するので、上限を０．００５％とする。
【００２６】
Ｖは、炭窒化物を析出させγ粒を微細化し、強度、延性を向上させる元素である。また、Ｖは、鋼中に侵入した水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊特性を改善する元素でもある。これらの効果を得るには、０．００２％以上の添加が必要である。しかし、多量の添加では効果が飽和し、経済的に不利になるので、上限を０．５％とする。
【００２７】
Ｎｂは、Ｎｂ析出物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、圧延ＰＣ鋼棒の延性を向上させる元素である。このため、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、多量に添加しても効果が飽和し、経済的に不利となるので、０．１％を上限とする。このため、Ｎｂ添加量は、０．００５〜０．１％とする。
【００２８】
Ｂは、焼入性を向上させて、圧延ＰＣ鋼棒の強度を高める元素である。また、Ｂは、優先的に粒界に偏析し、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ等の粒界偏析を抑制する粒界清浄効果を介して、遅れ破壊の劣化を抑える元素でもある。このため、Ｂ添加量の下限を０．０００５％とする。しかし、０．０１％を超えて添加すると、Fe₂₃Ｂが析出し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｂ添加量は、０．０００５〜０．０１％とする。
【００２９】
Ｃｕは、焼入性を向上させるために添加する元素である。また、Ｃｕは、安定な腐食生成物を生成して、水素の侵入を抑制し、遅れ破壊を改善する元素でもある。この効果を得るには、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、１．０％を超えて添加すると、圧延時に熱間割れが起き易くなるので、上限を１．０％とする。
【００３０】
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、焼入性の向上させるために添加する元素である。また、Ｎｉは、安定な腐食生成物を生成して、水素の侵入を抑制し、遅れ破壊を改善する元素でもある。さらに、Ｎｉは、Ｃｕ脆化を抑制する効果も奏する元素である。耐遅れ破壊特性を向上するには、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、１．０％を超えて添加しても、その効果は飽和し、経済的に不利になるので、上限を１．０％とする。
【００３１】
Ｍｏは、リラクゼーション特性を向上させるために有効な元素である。鋼の強度を上昇させるためには、少なくとも、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．５０％を超えて添加すると、フエライトの生成が抑制されるので、上限を０．５０％とする。そのため、Ｍｏ添加量は、０．１０〜０．５０％とする。
【００３２】
以上、鋼の化学成分について説明した。圧延ＰＣ鋼棒において、ＹＳを１２００ MPa以上確保するためには、熱間圧延後、衝風冷却した線材において、ＴＳを、少なくとも、１４００MPa 以上にする必要があり、これを考慮して、Ｃ量や、他の強化元素の組合わせ及び添加量を決定し、鋼の化学成分を構成する必要があるが、
次に、本発明の高強度圧延ＰＣ鋼棒を製造する製造方法（本発明の製造方法）について説明する。
【００３３】
本発明の製造方法の特徴は、伸線等の強加工をしない状態のパーライト組織で、ＹＳを１２００MPa 以上とした点にある。即ち、本発明の鋼におけるパーライト組織は高延性を有するものである。
前述したように、ＴＳが１４００MPa 以上確保できた過共析鋼のＤＬＰ線材であっても、Ｃ量を１．０％以上に高めた場合を除いて、そのままでは、ＹＳを１２００MPa 以上とすることは難しい。実際の過共析鋼にＤＬＰを施したままの線材において、ＴＳが１４００MPa 以上の場合、伸びは７％程度と低く、さらに、ストレッチング＋ブルーイング処理を施すと、時効硬化により、延性が低下する恐れがある。
【００３４】
そこで、本発明者らは、上記課題を解決すべく、伸線加工を施さずに、ストレッチング後ブルーイング処理、もしくは、ヒートストレッチ処理を施した後のＹＳの上昇と、破断伸びの低下について検討した。そして、ＴＳが１４００MPa 以上を有するパーライト組織の鋼に、ストレッチング＋ブルーイング処理、もしくは、ヒートストレッチ処理を施すことにより、ＹＳを約１００MPa 以上高め、伸びの低下を約２％以下に抑えることができることを見い出した。
【００３５】
以上のことから、Ｃ量が０．６％以上の鋼においても、ＹＳ：１２００MPa以上、ＴＳ：１４００MPa以上、かつ、伸び４．５％以上を確保することが容易に可能になった。
次に、鋼の組織、及び、製造条件について説明する。
本発明の鋼の特徴は、パーライト主体の組織で、ＴＳが１４００MPa以上となることである。このためには、前述した化学成分を満足するとともに、パーライト組織が８０％以上存在することが必要であり、本発明の製造方法においては、鋼材の熱間圧延後、もしくは、線材の加熱後、４５０〜５５０℃の温度での恒温変態により、ラメラー間隔０．１μｍ以下のパーライト組織を得ることを特徴とする。パーライト組織が８０％未満では、所望の強度（ＴＳ）が得られない。そして、パーライト組織におけるラメラー間隔を０．１μｍ以下にするのは、該間隔が０．１μｍを超えると、パーライト組織の強度が低下し、所望のＴＳが得られないからである。
【００３６】
恒温変態において、保持温度が４５０℃未満であると、多量のベイナイトが生成し、パーライト８０％以上の組織を確保することができず、所望のＴＳが得られない。一方、保持温度が６５０℃を超えると、ラメラー間隔が０．１μｍを超えてしまい、所望のＴＳが得られないが、実施例で用いた恒温変態温度５５０℃（表２中、発明鋼T2、T5、参照）に基づいて、保持温度の上限を５５０℃とする。従って、恒温変態における保持温度は、４５０〜５５０℃とする。
【００３７】
ＹＳを上昇させるために、線材を、ストレッチングで塑性域まで引張り、次いで、ブルーイング処理を施し、この時付与した加工歪みを除去する。
前述したように、ＹＳ：１２００MPa 以上で、破断伸び４．５％以上を確保できるストレッチング及びブルーイングに係る条件は、４％以下の歪みを付与した後、２００〜５００℃の温度で５〜６００秒の時間、保定することである。
【００３８】
ストレッチングが１％未満では、ＹＳの上昇が図れない。一方、ストレッチングが４％を超えると、破断伸び４．５％以上を確保できない。
また、熱処理温度が、２００℃未満では、Ｃの拡散が不十分で、転位が固着されないので、時効によるＹＳの上昇を図ることができない。一方、熱処理温度が５００℃を超えると、炭化物が粗大化して延性が低下する。このため、ブルーイング処理の熱処理温度は、２００〜５００℃とする。
【００３９】
上記の適正な熱処理温度範囲であっても、処理時間が適切でないと、所望のＹＳと伸びの確保が困難となる。処理時間が５秒未満では、Ｃの拡散が不十分で、時効によるＹＳの上昇を図ることができない。一方、６００秒を超えて処理しても、時効の効果は飽和するので、処理時間の上限は６００秒とする。
本発明の製造方法においては、ストレッチング＋ブルーイング処理に替えて、ヒートストレッチング処理を用いることができる。このヒートストレッチング処理は、線材に、０．５〜６％の引張り歪みを与えて２００〜５００℃の温度に加熱して行う処理である。
【００４０】
与える引張り歪みが０．５％未満では、ＹＳの上昇が図れない。一方、引張り歪みが６％を超えると、破断伸び４．５％以上を確保できない。
また、熱処理温度が、２００℃未満では、Ｃの拡散が不十分で、転位が固着されないので、時効によるＹＳの上昇を図ることができない。一方、熱処理温度が５００℃を超えると、炭化物が粗大化して延性が低下する。このため、ヒートストレッチング処理の熱処理温度は、２００〜５００℃とする。
【００４１】
本発明の製造方法は、以上の条件の下で、高強度圧延ＰＣ鋼棒において、ＹＳ：１２００MPa 以上、ＴＳ：１４００MPa 以上、かつ、伸び４．５％以上を確保することができるものである。そして、更に、本発明の製造方法では、従来必要とされていた伸線工程を省略し、加熱（オーステナイト化）→熱間圧延→恒温変態→冷却→ストレッチング＋ブルーイング処理、または、加熱（オーステナイト化）→熱間圧延→恒温変態→冷却→ヒートストレッチング処理のいずれかの各工程を経て、高強度圧延ＰＣ鋼棒を、低コストで製造することが可能となった。
【００４２】
【実施例】
以下本発明の実施例について説明する。表１の化学成分の鋳片を加熱後熱間圧延し、ＤＬＰを実施した。その後該線材をストレッチングした後にブルーイング処理した。製造条件および材質特性を表２に示す。引張り試験での伸びは突き合わせ法により測定した。パーライトの面積率は光学顕微鏡観察によって決定した。本発明鋼のＴ２、Ｔ４、Ｔ５、Ｔ７〜Ｔ９ではＴＳが１４００MPa以上、ＹＳが１２００MPa以上およびＥ１が４．５％以上を満足した。
【００４３】
鋼Ｈ１〜Ｈ３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Ｈ１はＣ量が少なく所定の強度が得られない。鋼Ｈ２はＣｒ量が少ないためＹＳが低下した。鋼Ｈ３はＣｒ添加量が多く延性が低下した例である。鋼Ｈ４〜Ｈ８では適正な製造条件となっておらず材質特性が得られない。鋼Ｈ４は恒温変態温度が低く８０％以上のパーライト分率に満たないため強度が低下した。また、鋼Ｈ５では恒温変態温度が高いためパーライトのラメラー間隔が大きくなり強度が低下した例である。鋼Ｈ６では予歪みの量が高く、延性が低下した。鋼Ｈ７ではブルーイング温度が低くＣの拡散が不十分であるためＹＳの所定の強度が得られない例である。鋼Ｈ８はブルーイング温度が高く時効硬化により延性が低下した。
【００４４】
【表１】

【００４５】
【表２】

【００４６】
【発明の効果】
本発明によれば、高延性で高強度の圧延ＰＣ鋼棒を、低コストで製造し、提供することができる。したがって、本発明は、工業的に非常に有用なものである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a PC (prestressed concrete) steel bar used for concrete poles, concrete piles, and the like, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
Concrete poles and concrete piles include PC poles and PC piles in which compressive force is applied to concrete to improve rigidity and bending strength, and cracks are prevented, and the strength of the concrete pole and concrete pile itself is increased. And these are manufactured as follows.
[0003]
First, a mild steel wire is spirally wound around a PC steel material arranged in parallel on the circumference (hereinafter referred to as “spiral rebar”), and then the intersection of the PC steel material and the helical rebar is fixed to form a cylindrical piece A mold reinforcing body (hereinafter referred to as “reinforcing body”) is manufactured. Next, the reinforcing body is introduced into the formwork, both ends of the PC steel material constituting the reinforcing body are fixed, and tension is applied with a stress of about 70% of the tensile strength. Next, concrete is poured into the mold, and after the concrete is solidified, the tension stress is released from the PC steel material. By this release, a compressive force is applied to the concrete, and a PC pole or a PC pile is manufactured.
[0004]
Typical examples of the PC steel used for such a concrete structure include a PC steel rod defined in JISG3137 and a PC steel wire defined in JISG3536.
PC steel bars are manufactured by quenching and tempering steel bars that are air-cooled after hot rolling. By this quenching and tempering, it is possible to ensure a TS (tensile strength) of 1420 MPa or more as defined by JISG3137 (Type D).
[0005]
For example, JP-A-3-151445 discloses a high strength of TS: 1420 MPa or more by quenching and tempering a PC steel rod containing Si and adding Mo in order to improve spot weldability and relaxation properties. It is disclosed to produce PC steel bars.
As described above, the PC steel bar is usually subjected to quenching and tempering. By this quenching and tempering, the structure of the PC steel bar becomes a tempered martensite structure. It is difficult to ensure characteristics. For example, as shown in “Iron and Steel vol.81 (1995) .P1625”, in a PC steel bar having a tempered martensite structure of 1400 MPa or more, delayed fracture resistance deteriorates.
[0006]
On the other hand, as a PC steel bar having a structure other than tempered martensite, a rolled PC steel bar obtained by cold-working a hot-rolled material and then performing a blueing treatment is provided. Regarding this rolled PC steel bar, “Prestressed concrete vol.13 (1971) p.52” includes a steel bar of TS1200 MPa or less by stretching and bluing the wire obtained by hot rolling the slab. It is disclosed that can be manufactured.
[0007]
The rolled PC steel bar has excellent points such as high uniform elongation, while the YS (yield strength) is 1100 MPa or less, and the actual situation is that the strength is not sufficiently increased. For this reason, there is a need for a rolled PC steel bar with higher strength and superior delayed fracture resistance and a method for producing the same.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
Therefore, the present invention provides a high strength and high ductility high strength rolled PC steel bar having a tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, and the PC steel bar is subjected to normal painting and wire drawing processes. It is an object of the present invention to provide a production method that can be produced at low cost by aging treatment such as heat stretching and bluing without passing through.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have examined the structure and components of hypoeutectoid or eutectoid steel. For example, in 0.8% C steel, in order to make TS have an appropriate strength, isothermal transformation is applied and a pearlite structure of 80% or more is required. However, even if TS is 1400 MPa or more, it is difficult to make YS 1200 or more. For this purpose, it has been found that the lamellar spacing needs to be 0.1 μm or less. In general, Cr is known to reduce the lamellar spacing and raise TS, but it is necessary to add YS to 1200 MPa or more. Further, in the present invention, it is proposed that YS is increased by heat stretching or the like, but if it is 0.05 μm or less, YS can be secured to 1200 MPa or more without performing such simple processing.
[0010]
This invention solves the said subject based on the said knowledge, Comprising: The summary is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.6 to 0.85%,
Si: 0.10 to 2.5%,
Mn: 0.25 to 2.0%,
Al: 0.05% or less, and
Cr: 1.05-3.0%,
And pearlite with a lamellar spacing of 0.1 μm or less is made of steel with an area ratio of 80% or more, YS (0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, TS Is a high-strength rolled PC steel bar characterized by having an elongation of 1400 MPa or more and an elongation of 4.5% or more.
[0011]
( 2 ) The steel is further in mass%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
REM: 0.0005 to 0.005%,
V: 0.002-0.5% and
The high strength rolled PC steel bar according to (1) above, which contains one or more of Nb: 0.005 to 0.1%.
[0012]
(3) The steel is further mass%,
B: 0.0005 to 0.01%
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05-1.0% and
Mo: One high-strength rolled PC steel bar as described in (1) or (2) above, containing one or more of 0.05 to 0.50%.
[0013]
( 4 ) The steel slab having the component composition related to the high-strength rolled PC steel rod described in (1), (2), or (3) above is heated to the austenite region and then hot-rolled to obtain a wire, Applying a constant temperature transformation at a temperature of 450 to 550 ° C., then applying a strain of 4% or less, and then applying a blueing treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds. A method for producing a high-strength rolled PC steel rod as described in (1), (2) or (3) above .
[0014]
( 5 ) The steel slab having the component composition related to the high-strength rolled PC steel bar described in (1), (2), or (3) above is heated to the austenite region, and then hot-rolled to obtain a wire, The above (1), (2), characterized by subjecting to a constant temperature transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. and then further subjecting to a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 4% or less. Or the manufacturing method of the high strength rolling PC steel bar as described in (3) .
[0015]
( 6 ) The wire having the component composition related to the high-strength rolled PC steel rod described in the above (1), (2), or (3) is reheated to the austenite region, cooled, and then 450 to 550 ° C. The above-mentioned is characterized in that it is subjected to isothermal transformation at a temperature of 4%, then further imparted with a strain of 4% or less, and then subjected to a blueing treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds ( A method for producing a high-strength rolled PC steel bar according to 1), (2) or (3) .
[0016]
( 7 ) The wire having the component composition related to the high-strength rolled PC steel rod described in (1), (2), or (3) above is reheated to the austenite region, cooled, and then 450 to 550 ° C. (1), (2), or (3), wherein a heat stretching treatment is performed at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 4% or less. ) A method for producing a high strength rolled PC steel bar as described in the above .
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, chemical components relating to the steel of the high strength rolled PC steel bar of the present invention (the steel of the present invention) will be described.
C is an important and economical element for securing TS and YS, but in order to obtain TS: 1400 MPa or more and YS: 1200 MPa or more necessary as a PC steel rod, At least 0.6% is necessary, and if it is less than 0.6%, the required strength cannot be obtained. Desirably, 0.65% or more is necessary. On the other hand, when C exceeds 0.85%, reticulated cementite or coarse cementite precipitates at the grain boundaries, and the reduction in ductility becomes significant. For this reason, C addition amount shall be 0.6 to 0.85%.
[0018]
Cr is an element that increases strength by solid solution strengthening and improves hardenability and decreases the lamellar spacing of pearlite. If it is less than 1.0%, the effect of reducing the lamellar spacing is insufficient, and a lamellar spacing of 0.1 μm or less cannot be obtained, but the lower limit is 1.05% of the Cr content of steel 6 in Table 1 of the examples. Based on the above, 1.05% . However, if it is added over 3.0%, the desired lamellar spacing can be obtained, but the strength becomes too high and the ductility is lowered. For this reason, the upper limit is made 3.0%, and the Cr addition amount is made 1.05 to 3.0%.
[0019]
Si is an element that dissolves in ferrite (ferrite ground in pearlite) and improves YS by a remarkable solid solution strengthening action. In order to obtain this improvement effect, at least an addition amount of 0.10% or more is necessary. On the other hand, when the addition amount of Si exceeds 2.5%, the strength becomes too high and the ductility is lowered. For this reason, the upper limit of Si addition amount is set to 2.5%.
[0020]
Mn is an element effective for increasing the hardenability and increasing the strength, and for making the structure in the cross section of the steel rod uniform. In order to obtain these effects, an addition amount of at least 0.25% is necessary. On the other hand, when Mn is added excessively, micromartensite that lowers the ductility tends to be generated in the central segregation portion. For this reason, the upper limit of the addition amount of Mn is set to 2.0%, and the addition amount of Mn is set to 0.25 to 2.0.
[0021]
P is an element that segregates at the grain boundary and easily causes embrittlement at the grain boundary, and thus needs to be reduced to 0.03% or less. In the steel of the present invention, P is an impurity element and is desirably reduced as much as possible.
S, like P, is an element that segregates at the grain boundaries and easily causes grain boundary embrittlement, so it needs to be reduced to 0.03% or less. In the steel of the present invention, S is an impurity element like P, and it is desirable to reduce it as much as possible.
[0022]
Al is an element added to refine the γ grain size during heat treatment due to the pinning effect of fine Al ₂ O ₃ or AlN precipitates. However, if added over 0.05%, coarse Al ₂ O ₃ is generated and ductility is lowered. For this reason, the upper limit of Al addition amount is made 0.05%.
Next, the selective elements contained in the steel of the present invention will be described.
Mainly to refining the γ grain size is added in order to improve the ductility, Ti, Ca, REM, Nb, and, one Chi sac V or of two or more. Also, mainly one or more of B, Cr, Cu, Ni and Mo are added to improve the strength of the rolled PC steel bar.
[0023]
Ti is an element added to refine the γ grain size during the heat treatment due to the pinning effect of oxides such as TiO ₂ or Ti precipitates such as TiN and TiC. In order to obtain this effect, 0.005% or more must be added. However, if added over 0.05%, a large amount of coarse TiN precipitates and the ductility deteriorates. For this reason, the upper limit of Ti addition amount is made 0.05%.
[0024]
Ca is an element effective for reducing the γ grain size during heat treatment by generating CaS (O). Since less than 0.0005% is not effective, 0.0005% is set as the lower limit of the Ca addition amount. However, if added over 0.005%, the cleanliness is lowered, Ca inclusions are coarsened, and ductility is lowered, so the upper limit is made 0.005%.
[0025]
REM, like Ca, is an element effective for reducing the γ grain size during heat treatment. If less than 0.0005%, there is no effect, so 0.0005% is taken as the lower limit of the REM addition amount. However, if added over 0.005%, the cleanliness is lowered, and inclusions including REM are coarsened and ductility is lowered, so the upper limit is made 0.005%.
[0026]
V is an element that precipitates carbonitride to refine γ grains and improves strength and ductility. V is an element that becomes a trap site for hydrogen that has penetrated into the steel and improves delayed fracture characteristics. To obtain these effects, 0.002% or more must be added. However, if a large amount is added, the effect is saturated and economically disadvantageous, so the upper limit is made 0.5%.
[0027]
Nb is an element that refines austenite grains by the pinning effect of Nb precipitates and improves the ductility of the rolled PC steel bar. For this reason, addition of 0.005% or more is necessary. However, even if added in a large amount, the effect is saturated and economically disadvantageous, so 0.1% is made the upper limit. For this reason, Nb addition amount shall be 0.005-0.1%.
[0028]
B is an element that improves hardenability and increases the strength of the rolled PC steel bar. B is also an element that suppresses the degradation of delayed fracture through a grain boundary cleaning effect that preferentially segregates at grain boundaries and suppresses grain boundary segregation such as P, S, and Mn. For this reason, the lower limit of the B addition amount is set to 0.0005%. However, if added over 0.01%, Fe ₂₃ B precipitates and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the B addition amount is set to 0.0005 to 0.01%.
[0029]
Cu is an element added to improve hardenability. Cu is also an element that generates a stable corrosion product, suppresses hydrogen intrusion, and improves delayed fracture. In order to obtain this effect, addition of 0.05% or more is necessary. However, if added over 1.0%, hot cracking is likely to occur during rolling, so the upper limit is made 1.0%.
[0030]
Ni, like Cu, is an element added to improve hardenability. Ni is also an element that generates a stable corrosion product, suppresses hydrogen intrusion, and improves delayed fracture. Furthermore, Ni is an element that also has an effect of suppressing Cu embrittlement. In order to improve the delayed fracture resistance, it is necessary to add 0.05% or more. However, even if added over 1.0%, the effect is saturated and economically disadvantageous, so the upper limit is made 1.0%.
[0031]
Mo is an element effective for improving relaxation properties. In order to increase the strength of the steel, at least 0.05% or more must be added. However, if added over 0.50%, the formation of ferrite is suppressed, so the upper limit is made 0.50%. Therefore, the addition amount of Mo is set to 0.10 to 0.50%.
[0032]
The chemical components of steel have been described above. In order to secure YS of 1200 MPa or more in the rolled PC steel bar, TS must be at least 1400 MPa or more in the wire that is blast-cooled after hot rolling. And, it is necessary to determine the combination and addition amount of other strengthening elements and configure the chemical composition of steel,
Next, the manufacturing method (manufacturing method of the present invention) for manufacturing the high strength rolled PC steel bar of the present invention will be described.
[0033]
The feature of the production method of the present invention is that the pearlite structure is in a state where no strong processing such as wire drawing is performed, and YS is set to 1200 MPa or more. That is, the pearlite structure in the steel of the present invention has high ductility.
As described above, even if the DLP wire is a hypereutectoid steel with a TS of 1400 MPa or more, the YS should be 1200 MPa or more as it is, unless the C content is increased to 1.0% or more. Is difficult. In a wire rod with DLP applied to actual hypereutectoid steel, when TS is 1400 MPa or more, the elongation is as low as 7%. Furthermore, when stretching + bluing treatment is performed, ductility decreases due to age hardening. There is a fear.
[0034]
Therefore, in order to solve the above-mentioned problems, the present inventors did not perform wire drawing, but increased YS after stretching and heat stretch treatment, and decreased elongation at break. investigated. And, by applying stretching + bluing treatment or heat stretching treatment to steel with a pearlite structure having a TS of 1400 MPa or more, YS can be increased by about 100 MPa or more and the decrease in elongation can be suppressed to about 2% or less. I found what I could do.
[0035]
From the above, even in a steel having a C content of 0.6% or more, it is possible to easily secure YS: 1200 MPa or more, TS: 1400 MPa or more, and elongation of 4.5% or more.
Next, the steel structure and manufacturing conditions will be described.
The feature of the steel of the present invention is that it is a pearlite-based structure and TS is 1400 MPa or more. For this purpose, it is necessary to satisfy the above-mentioned chemical components and to have a pearlite structure of 80% or more, and in the production method of the present invention, after hot rolling of the steel material or after heating the wire, A pearlite structure having a lamellar spacing of 0.1 μm or less is obtained by isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. If the pearlite structure is less than 80%, the desired strength (TS) cannot be obtained. The reason why the lamellar interval in the pearlite structure is 0.1 μm or less is that when the interval exceeds 0.1 μm, the strength of the pearlite structure decreases and a desired TS cannot be obtained.
[0036]
In the isothermal transformation, if the holding temperature is less than 450 ° C., a large amount of bainite is generated, and a structure of 80% or more of pearlite cannot be secured, and a desired TS cannot be obtained. On the other hand, when the holding temperature exceeds 650 ° C., the lamellar spacing exceeds 0.1 μm, and a desired TS cannot be obtained, but the constant temperature transformation temperature 550 ° C. used in the examples (in Table 2, the invention steel T2, The upper limit of the holding temperature is 550 ° C. based on T5) . Accordingly, the holding temperature in the constant temperature transformation is set to 450 to 550 ° C.
[0037]
In order to raise YS, a wire is pulled to a plastic region by stretching, and then a blueing treatment is performed, and the processing strain applied at this time is removed.
As described above, the conditions relating to stretching and bluing that can secure a breaking elongation of 4.5% or more at YS: 1200 MPa or more are 5 to 5% at a temperature of 200 to 500 ° C. after imparting a strain of 4% or less. It is to hold for 600 seconds.
[0038]
If stretching is less than 1%, YS cannot be increased. On the other hand, if the stretching exceeds 4%, a breaking elongation of 4.5% or more cannot be secured.
Further, if the heat treatment temperature is less than 200 ° C., the diffusion of C is insufficient and dislocations are not fixed, so that it is not possible to increase YS due to aging. On the other hand, when the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., the carbide is coarsened and ductility is lowered. For this reason, the heat treatment temperature of the blueing treatment is set to 200 to 500 ° C.
[0039]
Even in the appropriate heat treatment temperature range, it is difficult to secure desired YS and elongation unless the treatment time is appropriate. If the treatment time is less than 5 seconds, C diffusion is insufficient and YS cannot be increased by aging. On the other hand, even if processing is performed for more than 600 seconds, the effect of aging is saturated, so the upper limit of processing time is 600 seconds.
In the production method of the present invention, a heat stretching process can be used instead of the stretching + bluing process. This heat stretching treatment is a treatment performed by applying a tensile strain of 0.5 to 6% to the wire and heating it to a temperature of 200 to 500 ° C.
[0040]
If the applied tensile strain is less than 0.5%, YS cannot be increased. On the other hand, if the tensile strain exceeds 6%, the elongation at break of 4.5% or more cannot be secured.
Further, if the heat treatment temperature is less than 200 ° C., the diffusion of C is insufficient and dislocations are not fixed, so that it is not possible to increase YS due to aging. On the other hand, when the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., the carbide is coarsened and ductility is lowered. For this reason, the heat processing temperature of a heat stretching process shall be 200-500 degreeC.
[0041]
The production method of the present invention can secure YS: 1200 MPa or more, TS: 1400 MPa or more, and elongation of 4.5% or more in the high strength rolled PC steel bar under the above conditions. Further, in the production method of the present invention, the wire drawing step that has been conventionally required is omitted, and heating (austenite) → hot rolling → constant temperature transformation → cooling → stretching + bluing treatment or heating ( It became possible to manufacture a high-strength rolled PC steel bar at low cost through each step of austenite) → hot rolling → constant temperature transformation → cooling → heat stretching treatment.
[0042]
【Example】
Examples of the present invention will be described below. The slabs having chemical components shown in Table 1 were heated and then hot-rolled to perform DLP. Thereafter, the wire was stretched and then subjected to blueing treatment. The manufacturing conditions and material properties are shown in Table 2. The elongation in the tensile test was measured by the butt method. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope. In T2, T4, T5, and T7 to T9 of the steel of the present invention, TS was 1400 MPa or more, YS was 1200 MPa or more, and E1 was 4.5% or more.
[0043]
Since steels H1 to H3 are not appropriate steel components, the mechanical properties could not be secured. Steel H1 has a small amount of C, and a predetermined strength cannot be obtained. Since steel H2 has a small amount of Cr, YS decreased. Steel H3 is an example in which the amount of Cr added is large and ductility is lowered. Steels H4 to H8 do not have proper manufacturing conditions, and material properties cannot be obtained. Steel H4 has a low isothermal transformation temperature and is less than 80% of the pearlite fraction, so the strength is reduced. Further, in Steel H5, the isothermal transformation temperature is high, so that the lamellar spacing of pearlite is increased and the strength is lowered. In steel H6, the amount of pre-strain was high, and the ductility decreased. Steel H7 is an example in which the predetermined strength of YS cannot be obtained because the blueing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and its ductility was lowered by age hardening.
[0044]
[Table 1]

[0045]
[Table 2]

[0046]
【The invention's effect】
According to the present invention, a rolled PC steel bar having high ductility and high strength can be manufactured and provided at low cost. Therefore, the present invention is very useful industrially.

Claims

% By mass
C: 0.6 to 0.85%,
Si: 0.10 to 2.5%,
Mn: 0.25 to 2.0%,
Al: 0.05% or less, and
Cr: 1.05-3.0%,
And pearlite with a lamellar spacing of 0.1 μm or less is made of steel with an area ratio of 80% or more, YS (0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, TS Is a high-strength rolled PC steel bar characterized by having an elongation of 1400 MPa or more and an elongation of 4.5% or more.

The steel is further in mass%,
Ti: 0.005 to 0.05%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
REM: 0.0005 to 0.005%,
V: 0.002-0.5% and
The high strength rolled PC steel bar according to claim 1, containing one or more of Nb: 0.005 to 0.1%.

The steel is further in mass%,
B: 0.0005 to 0.01%
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05-1.0% and
The high-strength rolled PC steel bar according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of Mo: 0.05 to 0.50%.

The steel slab having the component composition according to the high strength rolled PC steel bar according to claim 1, 2, or 3 is heated to an austenite region and then hot rolled to form a wire, and then at a temperature of 450 to 550 ° C 2. A thermostatic transformation is performed, and then a strain of 4% or less is further applied, and then a blueing treatment is performed at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds. Or the manufacturing method of the high intensity | strength rolling PC steel bar of 3 description.

The steel slab having the component composition according to the high strength rolled PC steel bar according to claim 1, 2, or 3 is heated to an austenite region and then hot rolled to form a wire, and then at a temperature of 450 to 550 ° C The high-strength rolled PC steel according to claim 1, 2 or 3, which is subjected to a constant temperature transformation and then further subjected to a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C and a tensile strain of 4% or less. A method of manufacturing a bar.

The wire having the component composition according to claim 1, 2, or 3 is reheated to the austenite region, cooled, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. Thereafter, a strain of 4% or less is further applied, and then a blueing treatment is performed at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds. Manufacturing method of high strength rolled PC steel bar.

The wire having the component composition according to claim 1, 2, or 3 is reheated to the austenite region, cooled, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. 4. The method for producing a high-strength rolled PC steel bar according to claim 1, further comprising a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 [deg.] C. and a tensile strain of 4% or less.