JP6347311B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた鋼線 - Google Patents
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Description
C:0.60〜1.1%、
Si:0.05〜1.5%、
Mn:0.30〜1.5%、
P:0.030%以下、
S:0.030%以下、
Al:0.005〜0.05%、
N:0.001〜0.006%、
Cr:0〜1.5%、
Ti:0〜0.02%、
B:0〜0.005%、
残部:Feおよび不純物からなり、
金属組織が、パーライトからなりかつ、長手方向に垂直な断面において、bcc相の{110}結晶面の配向度が0.95以上であり、
線径が、2.9mm以上である、
耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
Cr:0.10〜1.5%を含有する、
上記(1)に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
Ti:0.003〜0.02%、および、
B:0.0005〜0.005%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)または(2)に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
本発明に係る鋼線の化学組成の限定理由は次の通りである。以下の説明において各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
Cは、伸線加工パーライト鋼線の強度を確保する上で必須の元素である。Cの含有量が0.60%未満では、たとえ後述の650〜550℃という好適な温度範囲に保持した場合でも初析フェライト量が増大するため、所要の強度(引張強さで2000MPa以上)が得られない。一方、Cの含有量が1.1%を超えると、初析セメンタイト量が増加して伸線加工特性が著しく劣化し、後述の総真ひずみ2.3以上という好適な冷間伸線加工を施すことができない。そのため、Cの含有量は0.60〜1.1%とする。C含有量の好ましい下限は0.80%であり、また、好ましい上限は1.0%である。
Siは、固溶強化によって強度を高める効果があり、強度を得るために有効な元素である。Siの含有量が0.05%未満では前記効果が発揮できない。一方、Siの含有量が多すぎると、初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工での限界加工度が低下し、後述の総真ひずみ2.3以上という好適な冷間伸線加工を施すことができない。このため、Siの含有量は0.05〜1.5%とする。Si含有量の好ましい下限は0.10%であり、また、好ましい上限は1.0%である。
Mnは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パーライト変態処理において安定的にラメラを形成し、2000MPa以上の引張強さを得るために必要な元素である。Mnの含有量が0.30%未満では上記の効果が得られず、一方、1.5%を超えて含有させてもその量に見合う効果が得られない。このため、Mnの含有量は0.30〜1.5%とする。Mn含有量の好ましい下限は0.40%であり、また、好ましい上限は0.90%である。
Pは、不純物として含有され、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Pの含有量は0.030%以下とする。Pの含有量は極力低いことが好ましい。
Sは、不純物として含有され、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Sの含有量は0.030%以下とする。Sの含有量は極力低いことが好ましい。
Alは、脱酸剤として有効な元素であり、また、窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を細粒化させる効果がある。しかし、Alの含有量が0.005%未満では、これらの効果が不十分であり、0.05%を超えて含有させても効果が飽和する。このため、Alの含有量は0.005〜0.05%とする。Al含有量の好ましい下限は0.02%であり、また、好ましい上限は0.04%である。なお、本発明のAl含有量とはトータルAlでの含有量を指す。
Nは、Alの窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を細粒化させる効果がある。Nの含有量が0.001%未満であるとこの効果が不十分であり、一方、0.006%を超えると冷間伸線加工性が低下する。このため、N含有量は0.001〜0.006%とする。N含有量の好ましい下限は0.002%であり、また、好ましい上限は0.005%である。
Crは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、強度を向上させるのに有効な元素である。このため、必要に応じてCrを含有させてもよい。しかしながら、Crの含有量が多過ぎると、変態終了時間が長くなり、たとえ後述の650〜550℃という好適な温度範囲に保持した場合でもパーライト変態が完了せず、マルテンサイトが生じる恐れがある。したがって、含有させる場合のCr含有量の上限を1.5%とする。Cr含有量の上限は、0.60%であることが好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Cr含有量の下限は、0.10%であることが好ましい。
Tiは、脱酸元素であり、固溶Nを固定して伸線加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてTiを含有させてもよい。しかしながら、Tiの含有量が0.02%を超えると、効果が飽和するとともに粗大な酸化物を形成して冷間伸線加工性を劣化させることがある。したがって、含有させる場合のTi含有量の上限を0.02%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ti含有量の下限は、0.003%であることが好ましい。
Bは、初析フェライトの生成を抑制し、パーライト変態後の引張強さを高める効果を有する。このため、必要に応じてBを含有させてもよい。しかしながら、Bを0.005%を超えて含有させても、上記効果が飽和する。したがって、含有させる場合のB含有量の上限を0.005%とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、B含有量の下限は、0.0005%であることが好ましい。
本発明に係る鋼線の金属組織は、パーライトからなり、かつ、長手方向に垂直な断面において、bcc相の{110}結晶面の配向度が0.95以上である。このため、後述の実施例に示すように、引張強さで2000MPa以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性との両立が達成できる。上記配向度の好ましい下限は0.97である。一方、最終線径が2.9mm以上の鋼線の場合は、0.99程度が上記配向度の上限になる。なお、パーライトからなる本発明に係る鋼線の金属組織には面積率で、初析フェライトもしくは初析セメンタイトを単独で5%以下、または初析フェライトと初析セメンタイトの双方を合計で5%以下、の範囲であれば含んでもよい。
F=(P−P0)/(1−P0)
P=ΣI(110)/ΣI(hkl)
なお、上記の2式において、「F」はbcc相の{110}結晶面の配向度、「I(110)」および「I(hkl)」は、伸線加工方向に垂直な横断面におけるbcc相の(110)面および(hkl)面の積分強度、「P0」は無配向試料における値である。後述の実施例では、結晶面は(110)、(200)および(211)を採用し、また、無配向試料のデータは粉末X線回折のデータベース(PDF(Powder Diffraction File))に記載されている強度の数値を使用した。
本発明に係る鋼線の線径(鋼線の最終線径)は2.9mm以上である。これは、PC鋼線等ではコンクリートのき裂発生によりPC鋼線が腐食して、特に、線径が2.9mm未満の細径の場合には、遅れ破壊ではなく、腐食による破断を原因として寿命が短くなることがあるからである。該線径は、3.0mm以上であることが好ましい。線径には特に制限はないものの、工業的な上限は7mmが妥当である。
本発明の鋼線は、例えば、以下に示す方法によって、好適に製造することができる。なお、この方法に限られるものでない。
オーステナイト化温度が850℃未満では、オーステナイト化が不十分なことがある。一方、オーステナイト化温度が1050℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が起きて伸線加工性が低下し、工程(iv)の総真ひずみ2.3以上という冷間伸線加工を施すことができない場合がある。このため、オーステナイト化温度を850〜1050℃とする。オーステナイト化温度の下限は、900℃とすることが好ましい。オーステナイト粒の細粒化の観点から、オーステナイト化温度の好ましい上限は1000℃であり、より好ましい上限は950℃である。なお、上記のオーステナイト化温度は、丸鋼材の表面における温度を指す。
工程(i)でオーステナイト化した丸鋼材を、冷却速度を1℃/秒以上として、650〜550℃の温度範囲まで急冷し、該温度範囲で1〜30分保持して、金属組織を微細なパーライトにする。オーステナイト化後の冷却速度が1℃/秒未満の場合には、上記の保持温度範囲に達する前にパーライト変態が開始して、粗大なパーライト組織となるため、冷間伸線加工時にクラックが発生する場合がある。さらに、上記温度範囲での保持によるパーライト変態の開始前に初析フェライトが析出したり初析セメンタイトが析出したりして、引張強さで2000MPa以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性との両立が達成できない場合もある。なお、オーステナイト化後の冷却速度の上限は工業的には200℃/秒程度である。
上記工程(ii)の処理を終了させた後、丸鋼材は室温まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。
前記(A)項で述べた化学組成を有し、上記工程(i)から工程(iii)までの工程を順に施した丸鋼材は、冷間伸線加工する。特に、冷間伸線加工による総真ひずみを2.3以上とすることにより、引張強さで2000MPa以上の高強度を具えることができ、bcc相の{110}結晶面の配向度を0.95以上とすることができる。このため、冷間伸線加工による総真ひずみを2.3以上とする。冷間伸線加工の総真ひずみの好ましい下限は2.5であり、また、好ましい上限は3.0である。総真ひずみが2.3以上であれば、冷間伸線加工の回数は特に限定されず、1回でも複数回でもよい。ただし、工程(iv)における冷間伸線加工は、工程(iii)で室温まで冷却した丸鋼材に対して軟化処理することなく施す必要がある。なお、総真ひずみεは、下記の式を用いて求めた値である。
ε=ln(A0/Af)
ただし、「A0」および「Af」はそれぞれ、冷間伸線加工前の丸鋼材の断面積および最終冷間伸線加工後の鋼線の断面積を指す。
上記の冷間伸線加工の後、残留ひずみ除去のために鋼線に対して、200〜450℃に10秒〜30分加熱して時効処理を施してもよい。時効処理の加熱温度が200℃未満ではその効果が十分得られず、450℃を超えると引張強さが大幅に低下するためである。さらに、上記200〜450℃の温度域での保持時間が10秒未満では、その効果が十分得られないし、30分を超えて保持してもその効果が飽和して製造コストの上昇を招くだけである。上記の時効処理温度は鋼線における表面の温度を指す。なお、時効処理での冷却は、大気中での放冷が好ましい。
最終線径の各鋼線について、長手方向に垂直な断面を鏡面研磨した後、ピクラール液でエッチングを行い、走査型顕微鏡にて断面の(1/4)D(但し、「D」は鋼線の直径を表す。)の位置において任意の8視野を5000倍で観察して写真を撮影し、目視にてパーライト部分を決定し、それを画像解析して金属組織におけるパーライトの面積率を求めた。
最終線径の各鋼線から、JIS Z 2241(2011)に準拠して9B号の引張試験片を採取して、室温の大気中で引張試験して、引張強さを求めた。
上記〈2〉の調査で1700MPa以上の引張強さが得られた試験番号について、最終線径の各鋼線に深さ0.5mm、角度60°、切欠き底半径0.1mmの切欠きを設けた試験片を用いて、下記の方法で耐遅れ破壊特性を調査した。
上記〈2〉の調査で1700MPa以上の引張強さが得られた試験番号について、最終線径の各鋼線について、前記(B)項で述べた方法によって、金属組織におけるbcc相の{110}結晶面の配向度(F)を算出した。
Claims (3)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.60〜1.1%、
Si:0.05〜1.5%、
Mn:0.30〜1.5%、
P:0.030%以下、
S:0.030%以下、
Al:0.005〜0.05%、
N:0.001〜0.006%、
Cr:0〜1.5%、
Ti:0〜0.02%、
B:0〜0.005%、
残部:Feおよび不純物からなり、
金属組織が、パーライトからなりかつ、長手方向に垂直な断面において、bcc相の{110}結晶面の配向度が0.95以上であり、
線径が、2.9mm以上である、
耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.10〜1.5%を含有する、
請求項1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.003〜0.02%、および、
B:0.0005〜0.005%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1または2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
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