JPH10298664A - 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法 - Google Patents
高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法Info
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- JPH10298664A JPH10298664A JP10645197A JP10645197A JPH10298664A JP H10298664 A JPH10298664 A JP H10298664A JP 10645197 A JP10645197 A JP 10645197A JP 10645197 A JP10645197 A JP 10645197A JP H10298664 A JPH10298664 A JP H10298664A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明はスポット溶接性に優れたＰＣ鋼材の
製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓ
ｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片または線材を、
オーステナイト領域に加熱し、線材または鋼線に圧延し
た直後に、３００〜５００℃の温度領域に急冷し、この
温度域で５〜１５０秒間恒温保持せしめた後、直ちに急
冷することを特徴とする旧オーステナイト粒径が２５μ
m 以下のマルテンサイトとベイナイトおよび２％以上の
残留オーステナイトの複合組織を有する高一様伸び低降
伏比高張力鋼材の製造方法。
製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓ
ｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片または線材を、
オーステナイト領域に加熱し、線材または鋼線に圧延し
た直後に、３００〜５００℃の温度領域に急冷し、この
温度域で５〜１５０秒間恒温保持せしめた後、直ちに急
冷することを特徴とする旧オーステナイト粒径が２５μ
m 以下のマルテンサイトとベイナイトおよび２％以上の
残留オーステナイトの複合組織を有する高一様伸び低降
伏比高張力鋼材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、スポット溶接性に
優れた引張強さ１０００ＭＰａ以上の強度レベルで高い
延性を有するＰＣ（プレストレス・コンクリート）鋼材
の製造方法に関するものである。
優れた引張強さ１０００ＭＰａ以上の強度レベルで高い
延性を有するＰＣ（プレストレス・コンクリート）鋼材
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中でも剛性および
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与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ている。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。
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与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ている。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ともない、その
部材に使用される鋼材はますます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。一様伸びが低値の場合、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。
部材に使用される鋼材はますます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。一様伸びが低値の場合、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、特公昭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（低ＹＲ）が要求さ
れる傾向にあるが、特公昭６２−６６１３号公報では低
降伏比に関する検討は実施していない。
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、特公昭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（低ＹＲ）が要求さ
れる傾向にあるが、特公昭６２−６６１３号公報では低
降伏比に関する検討は実施していない。
【０００５】このため、スポット溶接性に優れ、高一様
伸びでかつ低降伏比の高張力鋼材がコンクリート構造物
の耐震性確保の観点から求められている。
伸びでかつ低降伏比の高張力鋼材がコンクリート構造物
の耐震性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】本発明は、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
るスポット溶接性に優れたＰＣ鋼材の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
トポール、パイルなどのコンクリート構造物に使用され
るスポット溶接性に優れたＰＣ鋼材の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】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１３００ＭＰａ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させるために、本発明者らは、一
様伸び特性および降伏比におよぼす製造条件の影響の詳
細な検討を実施した。その結果、高張力鋼の製造に際
し、微細なオーステナイトを３００〜５００℃の温度領
域で恒温保持し、マルテンサイトまたはベイナイト変態
の進行中に急冷することにより高張力化が図れ、さらに
未変態の過冷却オーステナイトの一部をそのまま残留さ
せることにより高延性化が図れることを見出した。ま
た、図１に示すように、恒温変態時間を短くすると低降
伏比化が図れることも見出した。これは、恒温変態時間
を短くするとマルテンサイト分率が上昇し、降伏が起こ
りやすくなるためである。
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１３００ＭＰａ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させるために、本発明者らは、一
様伸び特性および降伏比におよぼす製造条件の影響の詳
細な検討を実施した。その結果、高張力鋼の製造に際
し、微細なオーステナイトを３００〜５００℃の温度領
域で恒温保持し、マルテンサイトまたはベイナイト変態
の進行中に急冷することにより高張力化が図れ、さらに
未変態の過冷却オーステナイトの一部をそのまま残留さ
せることにより高延性化が図れることを見出した。ま
た、図１に示すように、恒温変態時間を短くすると低降
伏比化が図れることも見出した。これは、恒温変態時間
を短くするとマルテンサイト分率が上昇し、降伏が起こ
りやすくなるためである。
【０００８】また、スポット溶接において良好な溶接性
を確保するために、本発明者らは、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。その結果、Ｓｉ
の増加にともない鋼表面に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
ット溶接性が低下するとの知見を得た。本発明は、上記
の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とする
ところは下記のとおりである。
を確保するために、本発明者らは、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。その結果、Ｓｉ
の増加にともない鋼表面に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
ット溶接性が低下するとの知見を得た。本発明は、上記
の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とする
ところは下記のとおりである。
【０００９】（１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、
Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片または線材
を、オーステナイト領域に加熱し、線材または鋼線に圧
延した直後に、３００〜５００℃の温度領域に急冷し、
この温度領域で５〜１５０秒間恒温保持せしめた後、直
ちに急冷することを特徴とする旧オーステナイト粒径が
２５μm 以下のマルテンサイトとベイナイトおよび２％
以上の残留オーステナイトの複合組織を有する高一様伸
び低降伏比高張力鋼材の製造方法。
Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片または線材
を、オーステナイト領域に加熱し、線材または鋼線に圧
延した直後に、３００〜５００℃の温度領域に急冷し、
この温度領域で５〜１５０秒間恒温保持せしめた後、直
ちに急冷することを特徴とする旧オーステナイト粒径が
２５μm 以下のマルテンサイトとベイナイトおよび２％
以上の残留オーステナイトの複合組織を有する高一様伸
び低降伏比高張力鋼材の製造方法。
【００１０】（２）さらに、該鋼片または線材の化学成
分として、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．５％、Ａｌ：０．１０％以下、
Ｖ：０．００５〜０．０６０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、Ｂ：０．００
０５〜０．００５％の１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする前記（１）記載の高一様伸び低降伏比高
張力鋼材の製造方法。
分として、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．５％、Ａｌ：０．１０％以下、
Ｖ：０．００５〜０．０６０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、Ｂ：０．００
０５〜０．００５％の１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする前記（１）記載の高一様伸び低降伏比高
張力鋼材の製造方法。
【００１１】（３）前記（１）または（２）記載の方法
により得られた線材または鋼線を、さらに２００〜５０
０℃の温度領域で焼戻すことを特徴とする高一様伸び低
降伏比高張力鋼材の製造方法。
により得られた線材または鋼線を、さらに２００〜５０
０℃の温度領域で焼戻すことを特徴とする高一様伸び低
降伏比高張力鋼材の製造方法。
【００１２】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
本発明の化学成分の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃはマルテンサイトまたはベイナイトの強度を高め
るとともに、残留オーステナイトを安定して生成させる
ために添加するが、０．１％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。
本発明の化学成分の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃはマルテンサイトまたはベイナイトの強度を高め
るとともに、残留オーステナイトを安定して生成させる
ために添加するが、０．１％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。
【００１３】Ｓｉ：Ｓｉは過冷オーステナイト安定化の
ために必須の元素であり、０．５％未満では安定化は図
れない。一方、Ｓｉ量が２．５％超になるとスポット溶
接に有害なスケールが多量に生成するため、上限を２．
５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは一様伸びと焼入性向上のために必要である
が、０．３％未満ではその効果はない。一方、Ｍｎを
２．０％超添加しても強度改善効果は飽和し、また中心
偏析部にミクロマルテンサイトを生成して延伸性を低下
させる。したがって、Ｍｎ量は０．３〜２．０の範囲と
する。
ために必須の元素であり、０．５％未満では安定化は図
れない。一方、Ｓｉ量が２．５％超になるとスポット溶
接に有害なスケールが多量に生成するため、上限を２．
５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは一様伸びと焼入性向上のために必要である
が、０．３％未満ではその効果はない。一方、Ｍｎを
２．０％超添加しても強度改善効果は飽和し、また中心
偏析部にミクロマルテンサイトを生成して延伸性を低下
させる。したがって、Ｍｎ量は０．３〜２．０の範囲と
する。
【００１４】Ｐ：Ｐは粒界に偏析して粒界脆化を起こし
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て粒界脆化を起こしや
すくするため、０．０２％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。
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て粒界脆化を起こしや
すくするため、０．０２％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。
【００１５】本発明鋼材は、上記元素を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、さら
に、特性向上を図るために、下記の元素の１種または２
種以上を含有することができる。 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て延性を向上させる。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Ｎｂの適正
範囲を０．００５〜０．０５％とした。
Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、さら
に、特性向上を図るために、下記の元素の１種または２
種以上を含有することができる。 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て延性を向上させる。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Ｎｂの適正
範囲を０．００５〜０．０５％とした。
【００１６】Ｔｉ：ＴｉはＴｉ析出物のピニング効果に
よりＮｂと同様に組織を微細化する。そのためには０．
００５％以上の添加が必要である。一方、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、Ｔｉの上限を０．０５％と
した。 Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として鋼に添加されるが、過量に
添加すると粗大なアルミナ系酸化物を生成して延性を低
下させるため、その上限を０．１０％とした。
よりＮｂと同様に組織を微細化する。そのためには０．
００５％以上の添加が必要である。一方、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、Ｔｉの上限を０．０５％と
した。 Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として鋼に添加されるが、過量に
添加すると粗大なアルミナ系酸化物を生成して延性を低
下させるため、その上限を０．１０％とした。
【００１７】Ｖ：Ｖは炭窒化物を析出させ、γ粒を微細
化して強度、延性を向上させる。そのためには０．００
５％以上の添加が必要であり、下限値を０．００５％と
した。一方、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。 Ｃｕ：Ｃｕは０．０５％未満では焼入性の向上が十分で
ないため、０．０５％を下限値とした。一方、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。
化して強度、延性を向上させる。そのためには０．００
５％以上の添加が必要であり、下限値を０．００５％と
した。一方、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。 Ｃｕ：Ｃｕは０．０５％未満では焼入性の向上が十分で
ないため、０．０５％を下限値とした。一方、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。
【００１８】Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％未満では焼入性の
向上が十分でないため、０．０５％を下限値とした。一
方、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。 Ｃｒ：Ｃｒは固溶強化、焼入性向上により鋼の強度を上
昇させるが、０．０５％未満では効果が不十分であるた
め、０．０５％を下限とした。一方、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、０．０５％を下限値とした。一
方、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。 Ｃｒ：Ｃｒは固溶強化、焼入性向上により鋼の強度を上
昇させるが、０．０５％未満では効果が不十分であるた
め、０．０５％を下限とした。一方、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。
【００１９】Ｍｏ：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。しかしながら、少なく
とも０．０５％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。このため、Ｍｏの成分範囲を０．０５
〜０．３５％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、０．０００５％を下限値とした。一方、０．
００５％を超えると効果は飽和するため、上限値を０．
００５％とした。
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％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。このため、Ｍｏの成分範囲を０．０５
〜０．３５％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、０．０００５％を下限値とした。一方、０．
００５％を超えると効果は飽和するため、上限値を０．
００５％とした。
【００２０】次に、熱処理条件を限定した理由を述べ
る。恒温変態温度は、５００℃超では組織はパーライト
主体の組織となり、所望の強度が得られず、また安定な
オーステナイトが生成しない。一方、３００℃未満の温
度域では過冷オーステナイトは直ちにマルテンサイトに
変態し、延性に有効な残留オーステナイトは生成しにく
い。また、ベイナイト変態を終了させると、恒温変態時
の過冷オーステナイトの生成量は激減し、急冷後の残留
オーステナイト分率が減少して一様伸びが低下する。ま
た、マルテンサイト分率が低下するために低降伏比化が
図れない。このため、恒温変態時間を１５０秒以下とす
る必要がある。一方、恒温変態時間を５秒未満するとベ
イナイト変態が殆ど起こらず、一様伸びが低下する。
る。恒温変態温度は、５００℃超では組織はパーライト
主体の組織となり、所望の強度が得られず、また安定な
オーステナイトが生成しない。一方、３００℃未満の温
度域では過冷オーステナイトは直ちにマルテンサイトに
変態し、延性に有効な残留オーステナイトは生成しにく
い。また、ベイナイト変態を終了させると、恒温変態時
の過冷オーステナイトの生成量は激減し、急冷後の残留
オーステナイト分率が減少して一様伸びが低下する。ま
た、マルテンサイト分率が低下するために低降伏比化が
図れない。このため、恒温変態時間を１５０秒以下とす
る必要がある。一方、恒温変態時間を５秒未満するとベ
イナイト変態が殆ど起こらず、一様伸びが低下する。
【００２１】恒温変態後の急冷により、過冷オーステナ
イトが残留オーステナイトとマルテンサイトに変態す
る。本発明では、このときの冷却速度については規定し
ないが、冷却速度を遅くするとベイナイト生成率が上昇
するため、望ましくは１００℃／秒以上がよい。次に、
組織を規定した理由を述べる。
イトが残留オーステナイトとマルテンサイトに変態す
る。本発明では、このときの冷却速度については規定し
ないが、冷却速度を遅くするとベイナイト生成率が上昇
するため、望ましくは１００℃／秒以上がよい。次に、
組織を規定した理由を述べる。
【００２２】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
ナイトおよび残留オーステナイトの複合組織とする必要
がある。このため、恒温変態時に一部にベイナイトを生
成させ、恒温変態後の急冷により過冷オーステナイトを
残留オーステナイトとマルテンサイトに変態させる。残
留オーステナイト量が少ないと一様伸びを確保すること
が困難となるので、残留オーステナイト量を２％以上と
した。高一様伸び化のためには、ベイナイトおよび残留
オーステナイトを微細に分散させることが望ましい。硬
いマルテンサイト内に残留オーステナイトおよびベイナ
イトが生成しても高一様伸びにはならない。
ンサイトの複合組織とし、延性を確保するためにはベイ
ナイトおよび残留オーステナイトの複合組織とする必要
がある。このため、恒温変態時に一部にベイナイトを生
成させ、恒温変態後の急冷により過冷オーステナイトを
残留オーステナイトとマルテンサイトに変態させる。残
留オーステナイト量が少ないと一様伸びを確保すること
が困難となるので、残留オーステナイト量を２％以上と
した。高一様伸び化のためには、ベイナイトおよび残留
オーステナイトを微細に分散させることが望ましい。硬
いマルテンサイト内に残留オーステナイトおよびベイナ
イトが生成しても高一様伸びにはならない。
【００２３】組織の微細化を図り、ベイナイト変態のサ
イトを多く生成させるためには、オーステナイト粒径を
２５μm 以下にする必要がある。
イトを多く生成させるためには、オーステナイト粒径を
２５μm 以下にする必要がある。
【００２４】なお、必要に応じて材質特性を確保するた
めに焼戻を実施する。焼戻温度が５００℃を超えると強
度が著しく低下し、一方２００℃未満では焼戻の効果が
得られず、一様伸びの向上は図れない。このため、焼戻
温度は２００〜５００℃とした。
めに焼戻を実施する。焼戻温度が５００℃を超えると強
度が著しく低下し、一方２００℃未満では焼戻の効果が
得られず、一様伸びの向上は図れない。このため、焼戻
温度は２００〜５００℃とした。
【００２５】
〔実施例〕以下、本発明の実施例について説明する。表
１、表２（表１のつづき）の化学成分の供試鋼を使い、
表３に示す熱処理を行った。これによって得られた鋼材
の機械的性質およびスポット溶接性の結果を表４に示
す。オーステナイト粒径はＣ方向の平均粒径とした。ま
た、引張試験の一様伸びの評価方法はＧＬ（評価部）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。
１、表２（表１のつづき）の化学成分の供試鋼を使い、
表３に示す熱処理を行った。これによって得られた鋼材
の機械的性質およびスポット溶接性の結果を表４に示
す。オーステナイト粒径はＣ方向の平均粒径とした。ま
た、引張試験の一様伸びの評価方法はＧＬ（評価部）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。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】本発明鋼の鋼１〜１０では材質特性を満足
した。鋼１１〜１４は適切な鋼成分ではないので、機械
的性質または溶接性が確保できなかった。鋼１１はＣ量
が低いため強度不足となった。鋼１２はＣ量が高くスポ
ット溶接性が低下した。鋼１３はＳｉ量が低く残留オー
ステナイトが減少して一様伸びが低下した。鋼１４はＳ
ｉが過量に添加されているためスポット溶接性が低下し
た。
した。鋼１１〜１４は適切な鋼成分ではないので、機械
的性質または溶接性が確保できなかった。鋼１１はＣ量
が低いため強度不足となった。鋼１２はＣ量が高くスポ
ット溶接性が低下した。鋼１３はＳｉ量が低く残留オー
ステナイトが減少して一様伸びが低下した。鋼１４はＳ
ｉが過量に添加されているためスポット溶接性が低下し
た。
【００３１】鋼１５〜２１は適正な製造条件になってお
らず、良好な材質特性が得られなかった。鋼１５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て低
降伏比化が図れなかった。鋼１６は恒温変態時間を短く
したため残留オーステナイトが生成せず一様伸びが低下
した。鋼１７は恒温変態温度が高くパーライトが生成し
て強度の低下を招いた。鋼１８は恒温変態温度が低く残
留オーステナイト量が減少して一様伸びが低下した。鋼
１９は恒温変態後空冷したため強度の低下と降伏比の上
昇を招いた。鋼２０は焼戻温度が高いため強度が低下し
た。鋼２１は旧オーステナイト粒径が大きいため一様伸
びが低下した。
らず、良好な材質特性が得られなかった。鋼１５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て低
降伏比化が図れなかった。鋼１６は恒温変態時間を短く
したため残留オーステナイトが生成せず一様伸びが低下
した。鋼１７は恒温変態温度が高くパーライトが生成し
て強度の低下を招いた。鋼１８は恒温変態温度が低く残
留オーステナイト量が減少して一様伸びが低下した。鋼
１９は恒温変態後空冷したため強度の低下と降伏比の上
昇を招いた。鋼２０は焼戻温度が高いため強度が低下し
た。鋼２１は旧オーステナイト粒径が大きいため一様伸
びが低下した。
【００３２】
【発明の効果】本発明により、高強度で、かつスポット
溶接部の耐遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼線用鋼材を得る
ことができ、工業的に非常に有用である。
溶接部の耐遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼線用鋼材を得る
ことができ、工業的に非常に有用である。
【図１】恒温変態時間と降伏比の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．１〜０．４％、 Ｓｉ：０．５〜２．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０２％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片または線材を、オーステナイト領域に加熱し、線材ま
たは鋼線に圧延した直後に、３００〜５００℃の温度領
域に急冷し、この温度領域で５〜１５０秒間恒温保持せ
しめた後、直ちに急冷することを特徴とする旧オーステ
ナイト粒径が２５μm 以下のマルテンサイトとベイナイ
トおよび２％以上の残留オーステナイトの複合組織を有
する高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 さらに、該鋼片または線材の化学成分と
して、重量％で、 Ｎｂ：０．００５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．５％、 Ａｌ：０．１０％以下、 Ｖ：０．００５〜０．０６０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５％ 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記載の高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の方法により得ら
れた線材または鋼線を、さらに２００〜５００℃の温度
領域で焼戻すことを特徴とする高一様伸び低降伏比高張
力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10645197A JPH10298664A (ja) | 1997-04-23 | 1997-04-23 | 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10645197A JPH10298664A (ja) | 1997-04-23 | 1997-04-23 | 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298664A true JPH10298664A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=14433979
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10645197A Pending JPH10298664A (ja) | 1997-04-23 | 1997-04-23 | 高一様伸び低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298664A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110257705A (zh) * | 2019-07-02 | 2019-09-20 | 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 |
| KR20210077531A (ko) * | 2019-12-17 | 2021-06-25 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| KR20210079968A (ko) * | 2019-12-20 | 2021-06-30 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
| KR20220023119A (ko) * | 2020-08-20 | 2022-03-02 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
| KR20220023118A (ko) * | 2020-08-20 | 2022-03-02 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-04-23 JP JP10645197A patent/JPH10298664A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110257705A (zh) * | 2019-07-02 | 2019-09-20 | 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 |
| CN110257705B (zh) * | 2019-07-02 | 2021-07-02 | 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 |
| KR20210077531A (ko) * | 2019-12-17 | 2021-06-25 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| KR20210079968A (ko) * | 2019-12-20 | 2021-06-30 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
| KR20220023119A (ko) * | 2020-08-20 | 2022-03-02 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
| KR20220023118A (ko) * | 2020-08-20 | 2022-03-02 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 향상된 선재 및 그 제조방법 |
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