WO2017014232A1 - 高強度ｐｃ鋼線 - Google Patents

高強度ｐｃ鋼線 Download PDF

Info

Publication number
WO2017014232A1
WO2017014232A1 PCT/JP2016/071265 JP2016071265W WO2017014232A1 WO 2017014232 A1 WO2017014232 A1 WO 2017014232A1 JP 2016071265 W JP2016071265 W JP 2016071265W WO 2017014232 A1 WO2017014232 A1 WO 2017014232A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel wire
strength
less
region
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/071265
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真 小此木
大輔 平上
山田　眞人
克仁 大島
田中　秀一
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
住友電工スチールワイヤー株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社, 住友電工スチールワイヤー株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to CN201680042375.1A priority Critical patent/CN107849659B/zh
Priority to KR1020187004980A priority patent/KR102090718B1/ko
Priority to EP16827792.9A priority patent/EP3327162B1/en
Priority to US15/745,755 priority patent/US10808305B2/en
Publication of WO2017014232A1 publication Critical patent/WO2017014232A1/ja
Priority to ZA2018/01008A priority patent/ZA201801008B/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C5/00—Reinforcing elements, e.g. for concrete; Auxiliary elements therefor
    • E04C5/08—Members specially adapted to be used in prestressed constructions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a PC steel wire used for prestressed concrete and the like, and particularly to a high strength PC steel wire having a tensile strength of 2000 MPa or more and improved delayed fracture resistance.
  • PC steel wire is mainly used for tension of prestressed concrete used in civil engineering and building structures.
  • a PC steel wire is manufactured by performing a drawing process and a stranded wire process after patenting a piano wire into a pearlite structure, and then performing an aging process in the final process.
  • the high-strength PC steel wire described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-360005 has a tensile strength of less than 2000 MPa, so that the tensile strength is not sufficient as a PC steel wire used for prestressed concrete.
  • the high strength PC steel wire described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-280836 has a sufficient tensile strength, the hardness of the region from the surface to 0.1D is higher than the region from the surface to 0.1D. Special heat treatment is required to reduce the hardness of the inner region to 1.1 times or less. That is, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-280836, the wire is heated to 900 ° C.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a high-strength PC steel wire that is easy to manufacture and excellent in delayed fracture resistance.
  • the present inventors have found that it is effective to reduce the average carbon concentration in the outermost layer region in order to improve the delayed fracture resistance of the PC steel wire. Since the origin of delayed fracture is the surface, the fracture toughness value is improved on the surface by reducing the average carbon concentration on the surface. As a result, it can be estimated that the occurrence of cracks is suppressed and the delayed fracture resistance is improved.
  • the delayed fracture resistance can be improved, but the strength is not sufficient. Therefore, a layer with a reduced average carbon concentration is formed only in the outermost layer region of the steel wire, that is, the thickness of the layer with a reduced average carbon concentration is reduced. Thereby, it is possible to improve the delayed fracture resistance without deteriorating the characteristics such as strength and twisting.
  • the average carbon concentration in the outermost layer region is 0.8 times or less than the average carbon concentration in the steel wire, and the area ratio of the pearlite structure is 95% or more in the region inside the outermost layer region.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is the high strength PC steel wire shown below.
  • the chemical composition of the steel wire is mass%, C: 0.90 to 1.10%, Si: 0.80 to 1.50%, Mn: 0.30 to 0.70%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.010 to 0.070%, N: 0.0010 to 0.010%, Cr: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.005%, Ni: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 0.50%, and Balance: Fe and impurities,
  • the wire diameter of the steel wire is D
  • the ratio between the Vickers hardness of the portion 0.1D from the surface of the steel wire and the Vickers hardness of the region inside the portion of 0.1D from the surface of the steel wire is Satisfying the following formula (i)
  • the average carbon concentration in the region from the surface of the steel wire to 10 ⁇ m is 0.8 times or less the carbon concentration of the steel wire
  • the metal structure in the region inside the 10 ⁇ m portion from the surface of the steel wire is area%
  • Hv S Vickers hardness of a portion 0.1D from the surface of the steel wire
  • Hv I Vickers hardness of a region inside the portion of 0.1D from the surface of the steel wire
  • the chemical composition is mass%, Cr: 0.05 to 0.50%, V: 0.01-0.10%, and B: The high-strength PC steel wire according to (1) above, which contains one or more selected from 0.0001 to 0.005%.
  • the chemical composition is mass%, Ni: 0.1 to 1.0%, and Cu: The high-strength PC steel wire according to (1) or (2) above, containing one or more selected from 0.05 to 0.50%.
  • FIG. 1 is a graph showing an example of hardness distribution in a cross section perpendicular to the length direction of the high-strength PC steel wire according to the present embodiment.
  • the “outermost layer region” refers to a region from the surface of the steel wire to 10 ⁇ m
  • the “surface layer portion” refers to the surface of the steel wire when the wire diameter of the steel wire is D.
  • the “inner region” refers to a region inside the portion of 0.1D from the surface of the steel wire.
  • C 0.90 to 1.10% C is contained in order to ensure the tensile strength of the steel wire. If the C content is less than 0.90%, it is difficult to ensure a predetermined tensile strength. On the other hand, when the C content exceeds 1.10%, the amount of pro-eutectoid cementite increases and the wire drawing workability deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.90 to 1.10%. In consideration of achieving both high strength and wire drawing workability, the C content is preferably 0.95% or more, and more preferably 1.05% or less.
  • Si 0.80 to 1.50%
  • Si has the effect of increasing relaxation properties and increasing tensile strength by solid solution strengthening. Furthermore, it has the effect of promoting decarburization and reducing the average carbon concentration in the outermost layer region. If the Si content is less than 0.80%, these effects are insufficient. On the other hand, when the Si content exceeds 1.50%, the above effects are saturated, hot ductility is deteriorated, and manufacturability is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.80 to 1.50%.
  • the Si content preferably exceeds 1.0% and is preferably 1.40% or less.
  • Mn 0.30 to 0.70% Mn has the effect of increasing the tensile strength of steel after pearlite transformation. If the Mn content is less than 0.30%, the effect is insufficient. On the other hand, when the Mn content exceeds 0.70%, the effect is saturated. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 0.70%.
  • the Mn content is preferably 0.40% or more, and preferably 0.60% or less.
  • P 0.030% or less P is contained as an impurity. P is better segregated because it segregates at the grain boundaries and degrades the delayed fracture resistance. Therefore, the P content is set to 0.030% or less. The P content is preferably 0.015% or less.
  • S 0.030% or less S, like P, is contained as an impurity. S is better segregated because it segregates at the grain boundaries and degrades the delayed fracture resistance. Therefore, the S content is set to 0.030% or less. The S content is preferably 0.015% or less.
  • Al functions as a deoxidizing element, has an effect of forming AlN to refine crystal grains and improving ductility, and an effect of reducing solid solution N and improving delayed fracture resistance. If the Al content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.070%, the above effects are saturated and manufacturability is deteriorated. Therefore, the Al content is set to 0.010 to 0.070%.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, and preferably 0.060% or less.
  • N 0.0010 to 0.0100%
  • N forms an nitride with Al or V, and has the effect of reducing the crystal grain size and improving ductility. If the N content is less than 0.0010%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content exceeds 0.0100%, the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.0010 to 0.0100%.
  • the N content is preferably 0.0020% or more, and preferably 0.0050% or less.
  • Cr 0 to 0.50% Since Cr has the effect of increasing the tensile strength of the steel after pearlite transformation, it may be contained as necessary. However, if the Cr content exceeds 0.50%, not only the alloy cost increases, but also a martensite structure unnecessary for the present invention is likely to occur, and the wire drawing workability and delayed fracture resistance are deteriorated. . Therefore, the Cr content is 0.50% or less.
  • the Cr content is preferably 0.30% or less. In order to sufficiently obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • V 0 to 0.10% V precipitates the carbide VC and increases the tensile strength, and also generates VC or VN. Since these function as hydrogen trap sites, they have the effect of improving delayed fracture resistance. Therefore, you may make it contain as needed. However, if V is contained in an amount exceeding 0.10%, the alloy cost increases, so the V content is set to 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.08% or less. Further, in order to sufficiently obtain the above effect, the V content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • B 0 to 0.005%
  • B has the effect of increasing the tensile strength after pearlite transformation and the effect of improving delayed fracture resistance, so it may be contained as necessary. However, if B is contained in an amount exceeding 0.005%, the above effect is saturated. Therefore, the B content is set to 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.002% or less. Further, in order to sufficiently obtain the above effects, the B content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0003% or more.
  • Ni 0 to 1.0%
  • Ni has the effect of suppressing hydrogen intrusion and preventing hydrogen embrittlement resistance, so Ni may be included as necessary.
  • the Ni content is set to 1.0% or less.
  • the Ni content is preferably 0.8% or less.
  • the Ni content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • Cu 0 to 0.50% Cu has an effect of suppressing hydrogen intrusion and preventing hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Cu may be contained as necessary. However, if the Cu content exceeds 0.50%, hot ductility is impaired and manufacturability is deteriorated, and a martensite structure is likely to be generated, thereby deteriorating wire drawing workability and delayed fracture resistance. Therefore, the Cu content is set to 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.30% or less. In order to sufficiently obtain the above effect, the Cu content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the balance Fe and impurities
  • the high-strength PC steel wire of the present invention contains the above-mentioned elements, and the balance has a chemical composition that is Fe and impurities.
  • "Impurity” is a component that is mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when steel is industrially manufactured, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means.
  • O is contained as an impurity in the high-strength PC steel wire and exists as an oxide such as Al.
  • the O content is high, a coarse oxide is formed, which causes disconnection during wire drawing. For this reason, the O content is preferably suppressed to 0.01% or less.
  • FIG. 1 is a graph showing an example of hardness distribution in a cross section perpendicular to the length direction of the high-strength PC steel wire according to the present embodiment.
  • the high-strength PC steel wire of the present invention has an M-shape whose hardness distribution is symmetrical with respect to the center of the high-strength PC steel wire (position at a distance of 0.5D from the surface).
  • the high-strength PC steel wire has excellent delayed fracture resistance.
  • the Vickers hardness (Hv I ) of the inner region means an average value of the hardness at a site having a depth of 0.25D and a site (center part) of 0.5D from the surface.
  • the average carbon concentration in the outermost layer region is 0.8 times or less the carbon concentration of the steel wire.
  • the carbon concentration of the steel wire indicates the content of carbon contained in the steel wire.
  • the average carbon concentration in the outermost layer region is 0.8 times or less of the carbon concentration of the steel wire, the ratio of the Vickers hardness (Hv S ) of the surface layer portion to the Vickers hardness (Hv I ) of the inner region (Hv even if the S / Hv I) exceeds 1.10, it is possible to improve the delayed fracture resistance.
  • the average carbon concentration in the outermost layer region is preferably 0.7 times or less the carbon concentration of the steel wire.
  • the area ratio of the pearlite structure in the region inside the outermost surface layer region is 95% or more. If the area ratio of the pearlite structure in the region inside the outermost layer region is less than 95%, the strength is lowered.
  • tissue can be measured from observation with an optical microscope or an electron microscope of a high strength PC steel wire.
  • a steel piece having the above-described composition is heated.
  • the heating temperature is preferably 1170 ° C. to 1250 ° C.
  • the time for the steel slab surface is 10 minutes or longer.
  • the coiling temperature increases the residence time in the ferrite and austenite regions, and promotes decarburization to effectively reduce the average carbon concentration in the outermost layer region. It is preferably ⁇ 850 ° C.
  • pearlite transformation treatment is performed by dipping in a molten salt bath.
  • the cooling rate from winding to 600 ° C is preferably 30 ° C / second or more, and the molten salt bath temperature is preferably less than 500 ° C.
  • it is once immersed in a molten salt bath of less than 500 ° C. and then held in a molten salt bath of 500 to 600 ° C. for 20 seconds or more. It is preferable.
  • it is effective to use a molten salt tank composed of two or more tanks.
  • the total immersion time from the start of immersion in the molten salt bath to the end of immersion is preferably 50 seconds or more.
  • the pearlite transformed wire is drawn to give strength, and then an aging treatment is performed.
  • the wire drawing is preferably performed at a total area reduction of 65% or more.
  • the aging treatment is preferably performed at 350 to 450 ° C.
  • the high-strength PC steel wire of the present invention can be manufactured.
  • the wire diameter of the obtained steel wire is preferably 3.0 mm or more, and more preferably 4.0 mm or more. Moreover, it is preferable that it is 8.0 mm or less, and it is more preferable that it is 7.0 mm or less.
  • the tensile strength test was performed using a 9A test piece in accordance with JIS Z 2241. The results are shown in Table 3.
  • the Vickers hardness test was performed according to JIS Z 2244. When calculating the ratio of Vickers hardness (Hv S / Hv I ), first, the Vickers hardness (Hv S ) of the surface layer is determined at eight angles every 45 ° in a cross section perpendicular to the length direction of the steel wire. In addition, measurement was performed at a test force of 0.98 N at a site where the depth from each surface was 0.1D. Then, by averaging the measured values of the eight resulting it was determined Hv S.
  • the Vickers hardness (Hv I ) of the inner region is an angle at 8 locations where Hv S was measured, and a site having a depth of 0.25D and a site (center part) of 0.5D from each surface The test force was 0.98 N at a total of nine locations. Then, by averaging the measured values of the resulting nine I was determined Hv I. Table 3 shows the calculated ratio of Vickers hardness (Hv S / Hv I ).
  • the average carbon concentration in the outermost layer region is an angle of 8 points every 45 ° in a cross section perpendicular to the length direction of the steel wire, and the region up to 10 ⁇ m from each surface is measured with an electron beam microanalyzer (EPMA). A line analysis was performed, and the concentration distribution was obtained by averaging.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the area ratio of the metal structure inside the outermost layer area that is, the area inside the part 10 ⁇ m from the surface of the steel wire starts from the position where the area ratio of the pearlite structure is the smallest in the cross section perpendicular to the length direction of the steel wire.
  • the center is centered on a total of 17 points at 8 angles every 45 ° and a depth of 0.1D, 0.25D, and 0.5D (center) from each surface.
  • a range of 125 ⁇ m ⁇ 95 ⁇ m was photographed at 1000 ⁇ magnification using a scanning electron microscope (SEM), and the area value was measured by image analysis. Then, the area ratio of the metal structure in the area
  • the results are shown in Table 3.
  • the delayed fracture resistance was evaluated by the FIP test. Specifically, the high-strength PC steel wires of test numbers 1 to 28 were immersed in a 20% NH 4 SCN solution at 50 ° C., a load that was 0.8 times the breaking load was applied, and the breaking time was evaluated. . The specific liquid amount was 12 cc / cm 2 . In the FIP test, 12 wires are evaluated for each high-strength PC steel wire, and the average value is shown in Table 3 as the delayed fracture time. Delayed fracture resistance depends on the tensile strength of high strength PC steel wire.
  • test numbers 1 to 24 the test numbers 1 to 12 and the test numbers 13 to 24 using the same steel type are respectively compared, and the delayed fracture fracture more than twice the one delayed fracture time. Those having a time and a delayed fracture fracture time of 4 hours or more were judged as having good delayed fracture resistance. Those that did not meet the above conditions were judged to have “defect” in delayed fracture resistance. In Test Nos. 25 to 28, the delayed fracture resistance was less than 4 hours, so the delayed fracture resistance was determined to be “bad”. The results are shown in Table 3.
  • the high strength PC steel wires with test numbers 1 to 12 that satisfy all the requirements stipulated by the present invention are delayed fracture time compared to the high strength PC steel wires with test numbers 13 to 24 that are outside the range specified by the present invention. Is extremely long and has good delayed fracture resistance.
  • the high-strength PC steel wire of test number 27 is a steel wire of a comparative example because it is manufactured from a steel type m whose Si content is below the range defined in the present invention.
  • Si content is below the range specified in the present invention
  • the tensile strength of the high-strength PC steel wire is below the range specified in the present invention, and the average carbon concentration in the outermost layer region is specified in the present invention. Out of range. Therefore, the high strength PC steel wire of test number 27 has poor delayed fracture resistance.
  • the high strength PC steel wires having test numbers 13 to 24 are comparative steel wires because the average carbon concentration in the outermost layer region is out of the range defined by the present invention. Therefore, the high strength PC steel wires of test numbers 13 to 24 have poor delayed fracture resistance.
  • the high-strength PC steel wires with test numbers 25 and 26 are comparative steel wires because the tensile strength exceeds the range defined by the present invention. Therefore, the high strength PC steel wires with test numbers 25 and 26 have poor delayed fracture resistance.
  • the high strength PC steel wire of test number 28 satisfies the above formula (i) in the ratio (Hv S / Hv I ) between the Vickers hardness (Hv S ) of the surface layer portion and the Vickers hardness (Hv I ) of the inner region Since it does not, it is a steel wire of a comparative example. Therefore, the high strength PC steel wire of test number 28 has poor delayed fracture resistance.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength PC steel wire that is easy to manufacture and excellent in delayed fracture resistance. Therefore, the high strength PC steel wire of the present invention can be suitably used for prestressed concrete and the like.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Architecture (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Civil Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

鋼線の化学組成が、質量％で、C:0.90～1.10%、Si:0.80～1.50%、Mn:0.30～0.70%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Al:0.010～0.070%、N:0.0010～0.010%、Cr:0～0.50%、V:0～0.10%、B:0～0.005%、Ni:0～1.0%、Cu:0～0.50%、ならびに、残部：Feおよび不純物であり、鋼線の表面から0.1D［D：鋼線の線径］の部位（表層部）のビッカース硬さ（ＨｖＳ）と表層部より内側の領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）との比が［１．１０＜ＨｖＳ／ＨｖＩ≦１．１５］を満足し、鋼線の表面から１０μｍまでの領域（最表層領域）における平均炭素濃度が、上記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下であり、上記最表層領域より内側の領域における金属組織が、面積％で、パーライト組織：９５％以上であり、かつ、引張強さが2000～2400MPaである、高強度ＰＣ鋼線。この高強度ＰＣ鋼線は、製造方法が容易であって、かつ、耐遅れ破壊特性に優れる。

Description

高強度ＰＣ鋼線
　本発明は、プレストレストコンクリートなどに用いられるＰＣ鋼線に関するものであり、特に、引張強さが２０００ＭＰａ以上であり、かつ、耐遅れ破壊特性を向上させた高強度ＰＣ鋼線に関する。
　ＰＣ鋼線は、主として、土木および建築構造物に用いられるプレストレストコンクリートの緊張用に用いられる。従来、ＰＣ鋼線は、ピアノ線材をパテンティング処理してパーライト組織にした後、伸線加工および撚り線加工を行い、最終工程にて時効処理して製造されている。
　近年、施工コストの低減および構造物の軽量化を目的に、引張強さが２０００ＭＰａを超える高強度ＰＣ鋼線が求められている。しかしながら、ＰＣ鋼線の高強度化に伴って、耐遅れ破壊特性が低下するという問題があった。
　ＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば、特開２００４－３６０００５号公報では、鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）までの深さの領域において、パーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比を３０以下とした高強度ＰＣ鋼線が提案されている。また、特開２００９－２８０８３６号公報では、引張強さを２０００ＭＰａ以上にするため、鋼線の線径をＤとした場合に、表面から０．１Ｄまでの領域の硬さを、表面から０．１Ｄまでの領域より内側の領域の硬さの１．１倍以下とした高強度ＰＣ鋼線が提案されている。
特開２００４－３６０００５号公報 特開２００９－２８０８３６号公報
　しかしながら、特開２００４－３６０００５号公報に記載の高強度ＰＣ鋼線は、引張強さが２０００ＭＰａに満たないため、プレストレストコンクリートなどに用いられるＰＣ鋼線として、引張強さが充分ではなかった。また、特開２００９－２８０８３６号公報に記載の高強度ＰＣ鋼線は、充分な引張強さを有するものの、表面から０．１Ｄまでの領域の硬さを、表面から０．１Ｄまでの領域より内側の領域の硬さの１．１倍以下にするため、特殊な熱処理を要する。すなわち、特開２００９－２８０８３６号公報では、線材を９００℃～１１００℃に加熱後、６００～６５０℃の温度範囲に保定して部分的なパーライト変態処理を施した後、引き続き５４０℃～６００℃未満の温度範囲に保持すること、熱間圧延により７００～９５０℃で仕上げ圧延した後、５００～６００℃の温度範囲に冷却すること、および、伸線加工後に４５０℃を超えて６５０℃以下の温度範囲に２～３０秒保持し、引き続き２５０～４５０℃でのブルーイング処理を施すことが必要であり、製造方法が複雑であった。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、製造方法が容易であって、かつ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。
　従来提案されている高強度ＰＣ鋼線は、耐遅れ破壊特性を向上させるために、鋼線の表面から線径の１／２０までの深さの領域または１／１０までの深さの領域における組織および硬さに着目するものであった。本発明者らは、引張強さが２０００ＭＰａを超える高強度ＰＣ鋼線の硬さ分布を詳細に調べた結果、その硬度分布は鋼線の中心を対称とするＭ字型を有する。そして、鋼線の表面から１０μｍまでの領域（以下、最表層領域ともいう。）における金属組織を制御すれば、鋼線の線径をＤとしたとき、上記鋼線の表面から０．１Ｄの部位（以下、表層部ともいう。）のビッカース硬さと、上記表層部より内側の領域（以下、内領域ともいう。）のビッカース硬さとの比が１．１倍を超える場合であっても、耐遅れ破壊特性に優れる高強度ＰＣ鋼線を得ることができるという結論に到達した。
　それに加えて、本発明者らは、ＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性を向上させるためには、最表層領域の平均炭素濃度を低下させることが有効であることを見出した。遅れ破壊の発生起点は表面であるため、表面の平均炭素濃度を低下させることで、表面において破壊靭性値が向上する。その結果、亀裂の発生が抑制され、耐遅れ破壊特性が向上したと推定できる。
　しかしながら、その一方で、ＰＣ鋼線は、表面に平均炭素濃度が低い層が形成されていると、耐遅れ破壊特性を向上させることができるものの、強度が充分ではない。そこで、鋼線の最表層領域のみに平均炭素濃度を低下させた層を形成する、すなわち、平均炭素濃度を低下させた層の厚みを薄くする。これにより、強度および捻回などの特性を劣化させずに、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能となる。
　すなわち、最表層領域の平均炭素濃度を、上記鋼線中の平均炭素濃度の０．８倍以下とし、かつ、上記最表層領域より内側の領域においてパーライト組織の面積率を９５％以上とすることで、鋼線の強度を高くしても耐遅れ破壊特性を劣化させないことが可能である。
　本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記に示す高強度ＰＣ鋼線にある。
　（１）鋼線の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．９０～１．１０％、
　Ｓｉ：０．８０～１．５０％、
　Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
　Ｎ：０．００１０～０．０１０％、
　Ｃｒ：０～０．５０％、
　Ｖ：０～０．１０％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　Ｎｉ：０～１．０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、ならびに、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　上記鋼線の線径をＤとしたとき、上記鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さと、上記鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さとの比が下記（ｉ）式を満足し、
　上記鋼線の表面から１０μｍまでの領域における平均炭素濃度が、上記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下であり、
　上記鋼線の表面から１０μｍの部位より内側の領域における金属組織が、面積％で、
パーライト組織：９５％以上であり、かつ、
　引張強さが２０００～２４００ＭＰａである、高強度ＰＣ鋼線。
　１．１０＜ＨｖＳ／ＨｖＩ≦１．１５　・・・（ｉ）
　ただし、上記（ｉ）式中の各記号の意味は、以下の通りである。
　ＨｖＳ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さ
　ＨｖＩ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さ
　（２）上記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
　Ｖ：０．０１～０．１０％、および、
　Ｂ：０．０００１～０．００５％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の高強度ＰＣ鋼線。
　（３）上記化学組成が、質量％で、
　Ｎｉ：０．１～１．０％、および、
　Ｃｕ：０．０５～０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）または上記（２）に記載の高強度ＰＣ鋼線。
　本発明によれば、製造方法が容易であって、かつ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線を提供することができる。
図１は、本実施形態に係る高強度ＰＣ鋼線の長さ方向に垂直な断面における硬度分布の一例を示すグラフである。
　以下、本発明について詳しく説明する。なお、以下の説明において、「最表層領域」とは、鋼線の表面から１０μｍまでの領域をいい、「表層部」とは、鋼線の線径をＤとしたとき、上記鋼線の表面から０．１Ｄの部位をいい、「内領域」とは、上記鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域をいう。
　（Ａ）化学組成
　本発明の高強度ＰＣ鋼線において、化学組成を限定する理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．９０～１．１０％
　Ｃは、鋼線の引張強さを確保するため含有させる。Ｃ含有量が０．９０％未満であると、所定の引張強さを確保することが困難である。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると、初析セメンタイト量が増加し、伸線加工性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．９０～１．１０％とした。高強度および伸線加工性を両立することを考慮すると、Ｃ含有量は、０．９５％以上であることが好ましく、また、１．０５％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ：０．８０～１．５０％
　Ｓｉは、リラクセーション特性を高めるとともに、固溶強化により引張強さを高める効果を有する。さらに、脱炭を促進して、最表層領域の平均炭素濃度を低下させる効果がある。Ｓｉ含有量が０．８０％未満では、これらの効果が不充分である。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、上記効果が飽和するとともに、熱間延性が劣化して、製造性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．８０～１．５０％とした。Ｓｉ含有量は、１．０％を超えることが好ましく、また、１．４０％以下であることが好ましい。
　Ｍｎ：０．３０～０．７０％
　Ｍｎは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果がある。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、その効果が不充分である。一方、Ｍｎ含有量が０．７０％を超えると、効果が飽和する。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０～０．７０％とした。Ｍｎ含有量は、０．４０％以上であることが好ましく、また、０．６０％以下であることが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として含有される。Ｐは、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させるため、抑制したほうがよい。そこで、Ｐ含有量を０．０３０％以下とした。Ｐ含有量は、０．０１５％以下であることが好ましい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、不純物として含有される。Ｓは、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させるため、抑制したほうがよい。そこで、Ｓ含有量を０．０３０％以下とした。Ｓ含有量は、０．０１５％以下であることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％
　Ａｌは、脱酸元素として機能するとともに、ＡｌＮを形成し結晶粒を細粒化し延性を向上させる効果、および、固溶Ｎを低減して耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、上記効果が飽和するとともに製造性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０～０．０７０％とした。Ａｌ含有量は、０．０２０％以上であることが好ましく、また、０．０６０％以下であることが好ましい。
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％
　Ｎは、ＡｌまたはＶと窒化物を形成し、結晶粒径を細粒化し延性を向上させる効果を有する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量を０．００１０～０．０１００％とした。Ｎ含有量は、０．００２０％以上であることが好ましく、また、０．００５０％以下であることが好ましい。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは、パーライト変態後の鋼の引張強さを高める効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量は、０．５０％を超えると、合金コストが上がるだけでなく、本発明に不必要なマルテンサイト組織が生じ易くなって、伸線加工性および耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とした。Ｃｒ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。また、上記効果を充分に得るため、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
　Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、炭化物ＶＣを析出し、引張強さを高めるとともに、ＶＣまたはＶＮを生成し、これらが水素トラップサイトとして機能するため、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖは、０．１０％を超えて含有させると合金コストが高くなるため、Ｖ含有量を０．１０％以下とした。Ｖ含有量は、０．０８％以下であることが好ましい。また、上記効果を充分に得るため、Ｖ含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、０．０３％以上であることがより好ましい。
　Ｂ：０～０．００５％
　Ｂは、パーライト変態後の引張強さを高める効果、および、耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂは、０．００５％を超えて含有させると、上記効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量を０．００５％以下とした。Ｂ含有量は、０．００２％以下であることが好ましい。また、上記効果を充分に得るため、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００３％以上であることがより好ましい。
　Ｎｉ：０～１．０％
　Ｎｉは、水素の侵入を抑制し、耐水素脆化を防止する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、合金コストが上がるとともに、マルテンサイト組織が生じ易くなって伸線加工性および耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｎｉ含有量を１．０％以下とした。Ｎｉ含有量は、０．８％以下であることが好ましい。また、上記効果を充分に得るため、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは、水素の侵入を抑制し、耐水素脆化を防止する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間延性を阻害し製造性が劣化するとともに、マルテンサイト組織が生じ易くなって、伸線加工性および耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とした。Ｃｕ含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。また、上記効果を充分に得るため、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１０％以上であることがより好ましい。
　残部：Ｆｅおよび不純物
　本発明の高強度ＰＣ鋼線は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｏは、高強度ＰＣ鋼線中に不純物として含有され、Ａｌなどの酸化物として存在する。Ｏ含有量が高いと粗大な酸化物が形成し、伸線加工時に断線の原因となる。そのため、Ｏ含有量は、０．０１％以下に抑制することが好ましい。
　（Ｂ）ビッカース硬さ
　１．１０＜ＨｖＳ／ＨｖＩ≦１．１５　・・・（ｉ）
　本発明の高強度ＰＣ鋼線は、表層部のビッカース硬さ（ＨｖＳ）と、内領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）との比（ＨｖＳ／ＨｖＩ）が１．１０を超えても、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。一方、ＨｖＳ／ＨｖＩが１．１５を超えると、耐遅れ破壊特性に劣る。したがって、本発明の高強度ＰＣ鋼線は、上記（ｉ）式を満足する必要がある。
　図１は、本実施形態に係る高強度ＰＣ鋼線の長さ方向に垂直な断面における硬度分布の一例を示すグラフである。図１に示すように、本発明の高強度ＰＣ鋼線は、その硬度分布が、高強度ＰＣ鋼線の中心（表面からの距離０．５Ｄの位置）を対称とするＭ字型を有する。その結果、高強度ＰＣ鋼線が耐遅れ破壊特性に優れたものとなる。
　ここで、内領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）とは、表面からの深さが０．２５Ｄの部位および０．５Ｄの部位（中心部）における硬度の平均値をいう。
　（Ｃ）平均炭素濃度
　本発明の高強度ＰＣ鋼線では、最表層領域における平均炭素濃度が、上記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下である。ここで、上記鋼線の炭素濃度とは、上記鋼線に含まれる炭素の含有量を示す。最表層領域における平均炭素濃度を、上記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下とすると、表層部のビッカース硬さ（ＨｖＳ）と内領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）との比（ＨｖＳ／ＨｖＩ）が１．１０を超える場合であっても、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。最表層領域における平均炭素濃度は、上記鋼線の炭素濃度の０．７倍以下であることが好ましい。
　また、高強度ＰＣ鋼線において、上記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下となる領域が表面から１０μｍを超える、つまり、高強度ＰＣ鋼線の中心に向かって拡大すると、強度が低下する。そのため、高強度ＰＣ鋼線の表面から１０μｍまでの領域とした。なお、平均炭素濃度は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて測定することができる。
　（Ｄ）金属組織
　本発明の高強度ＰＣ鋼線では、最表層領域より内側、すなわち鋼線の表面から１０μｍの部位より内側の領域におけるパーライト組織の面積率が９５％以上である。最表層領域より内側の領域におけるパーライト組織の面積率が９５％未満であると、強度が低下する。なお、パーライト組織の面積率は、高強度ＰＣ鋼線の光学顕微鏡または電子顕微鏡による観察から測定可能である。
　（Ｅ）引張強さ
　引張強さ：２０００～２４００ＭＰａ
　高強度ＰＣ鋼線の引張強さが２０００ＭＰａ未満であると、撚り線加工のＰＣストランドの強度が不充分であるため、施工コストの低減および軽量化が難しい。一方、高強度ＰＣ鋼線の引張強さが２４００ＭＰａを超えると、耐遅れ破壊特性が急激に劣化する。このため、高強度ＰＣ鋼線の引張強さを２０００～２４００ＭＰａとした。
　（Ｆ）製造方法
　製造方法は特に限定されないが、例えば、以下のような方法で、本発明の高強度ＰＣ鋼線を容易に、かつ、安価に製造することができる。
　まず、上述した組成を有する鋼片を加熱する。加熱温度は、１１７０℃～１２５０℃であることが好ましい。最表層領域の平均炭素濃度の低減には、鋼片表面が１１７０℃以上となる時間が１０分以上であることが好ましい。
　その後、熱間圧延を行い、リング状に巻取る。巻取り温度は、高強度ＰＣ鋼線の最表層領域において、フェライトおよびオーステナイト域の滞留時間が長くなり、脱炭が促進して最表層領域の平均炭素濃度の低減を有効にすることから、７００～８５０℃であることが好ましい。
　巻取り後に溶融塩槽に浸漬してパーライト変態処理を行う。巻取り後から６００℃までの冷却速度は３０℃／秒以上であることが好ましく、溶融塩槽温度は５００℃未満であることが好ましい。また、最表層領域より内側の領域において、パーライト組織を９５％以上にするためには、一旦、５００℃未満の溶融塩槽に浸漬後、５００～６００℃の溶融塩槽に２０秒以上保持することが好ましい。このように溶融塩槽での浸漬温度を変えるためには、２槽以上からなる溶融塩槽を利用することが効果的である。溶融塩槽への浸漬開始から浸漬終了までの総浸漬時間は５０秒以上とすることが好ましい。
　次いで、パーライト変態後の線材を伸線加工して強度を付与し、その後、時効処理を行う。伸線加工は、総減面率６５％以上で行うことが好ましい。また、時効処理は、３５０～４５０℃で行うことが好ましい。
　以上の方法で、本発明の高強度ＰＣ鋼線を製造することができる。
　得られた鋼線の線径は、３．０ｍｍ以上であることが好ましく、４．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、８．０ｍｍ以下であることが好ましく、７．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼種ａ～ｍを、表２に示す条件で加熱し熱間圧延を行い、リング状に巻取り、熱間圧延ライン後方の溶融塩槽に浸漬してパテンティング処理を行い、線材を製造した。その後、得られた線材を表２に示す線径まで伸線加工を行い、伸線後に加熱して時効処理を行い、試験番号１～２８に示す高強度ＰＣ鋼線を製造した。そして、これらの鋼線に対して、以下の試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　引張強さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠し、９Ａ号試験片を用いて行った。結果を表３に示す。
　ビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して行った。ビッカース硬さの比（ＨｖＳ／ＨｖＩ）を算出するに際し、まず、表層部のビッカース硬さ（ＨｖＳ）は、鋼線の長さ方向に垂直な断面において４５°おきに８箇所の角度で、かつ、それぞれの表面からの深さが０．１Ｄの部位において、試験力０．９８Ｎで測定した。そして、得られた８箇所の測定値を平均することにより、ＨｖＳを求めた。また、内領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）は、ＨｖＳを測定した８箇所の角度で、かつ、それぞれの表面からの深さが０．２５Ｄの部位および０．５Ｄの部位（中心部）の合計９箇所において、試験力０．９８Ｎで測定した。そして、得られた９箇所の測定値を平均することにより、ＨｖＩを求めた。算出したビッカース硬さの比（ＨｖＳ／ＨｖＩ）を表３に示す。
　最表層領域における平均炭素濃度は、鋼線の長さ方向に垂直な断面において４５°おきに８箇所の角度で、かつ、それぞれの表面から１０μｍまでの領域を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて線分析を行い、濃度分布を平均して求めた。
　最表層領域より内側、すなわち鋼線の表面から１０μｍの部位より内側の領域における金属組織の面積率は、鋼線の長さ方向に垂直な断面において、パーライト組織の面積率が最小の位置を起点に４５°おきに８箇所の角度で、かつ、それぞれの表面からの深さが０．１Ｄの部位、０．２５Ｄの部位および０．５Ｄの部位（中心部）の合計１７箇所を中心とする１２５μｍ×９５μｍの範囲を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、１０００倍の倍率で写真撮影し、画像解析により面積値を測定した。その後、得られた１７箇所の測定値を平均することにより、最表層領域より内側の領域における金属組織の面積率を求めた。結果を表３に示す。
　耐遅れ破壊特性は、ＦＩＰ試験により評価した。具体的には、試験番号１～２８の高強度ＰＣ鋼線を、５０℃の２０％ＮＨ４ＳＣＮ溶液中に浸漬して、破断荷重０．８倍の荷重を負荷し、破断時間を評価した。なお、比液量は１２ｃｃ／ｃｍ２とした。ＦＩＰ試験は、各高強度ＰＣ鋼線につき１２本ずつ評価し、その平均値を遅れ破壊破断時間として、表３に示す。耐遅れ破壊特性は高強度ＰＣ鋼線の引張強さに依存する。そのため、試験番号１～２４においては、試験番号１～１２と、同一の鋼種を用いた試験番号１３～２４とをそれぞれ比較し、一方の遅れ破壊破断時間に対して２倍以上の遅れ破壊破断時間であり、かつ、遅れ破壊破断時間が４時間以上となるものを、耐遅れ破壊特性が「良」と判定した。上記条件に該当しないものは、耐遅れ破壊特性が「不良」と判定した。また、試験番号２５～２８においては、遅れ破壊破断時間が４時間未満であることから、耐遅れ破壊特性が「不良」と判定した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明で規定する要件をすべて満たす試験番号１～１２の高強度ＰＣ鋼線は、本発明で規定される範囲を外れる試験番号１３～２４の高強度ＰＣ鋼線と比較して遅れ破壊破断時間が著しく長く、耐遅れ破壊特性が良好である。
　試験番号２７の高強度ＰＣ鋼線は、Ｓｉ含有量が本発明で規定される範囲を下回る鋼種ｍから製造されることから、比較例の鋼線である。Ｓｉ含有量が本発明で規定される範囲を下回る場合、高強度ＰＣ鋼線の引張強さが本発明で規定される範囲を下回り、かつ、最表層領域における平均炭素濃度が、本発明で規定される範囲を外れる。そのため、試験番号２７の高強度ＰＣ鋼線は、耐遅れ破壊特性が不良である。
　また、試験番号１３～２４の高強度ＰＣ鋼線は、最表層領域における平均炭素濃度が、本発明で規定される範囲を外れることから、比較例の鋼線である。そのため、試験番号１３～２４の高強度ＰＣ鋼線は、耐遅れ破壊特性が不良である。
　試験番号２５および２６の高強度ＰＣ鋼線は、引張強さが本発明で規定される範囲を超えることから、比較例の鋼線である。そのため、試験番号２５および２６の高強度ＰＣ鋼線は、耐遅れ破壊特性が不良である。
　試験番号２８の高強度ＰＣ鋼線は、表層部のビッカース硬さ（ＨｖＳ）と内領域のビッカース硬さ（ＨｖＩ）との比（ＨｖＳ／ＨｖＩ）が上記（ｉ）式を満足しないことから、比較例の鋼線である。そのため、試験番号２８の高強度ＰＣ鋼線は、耐遅れ破壊特性が不良である。
　本発明によれば、製造方法が容易であって、かつ、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線を提供することができる。したがって、本発明の高強度ＰＣ鋼線は、プレストレストコンクリートなどに好適に用いることができる。

Claims (3)

  1. 　鋼線の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．９０～１．１０％、
    　Ｓｉ：０．８０～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    　Ｎ：０．００１０～０．０１０％、
    　Ｃｒ：０～０．５０％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　Ｎｉ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、ならびに、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記鋼線の線径をＤとしたとき、前記鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さと、前記鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さとの比が下記（ｉ）式を満足し、
    　前記鋼線の表面から１０μｍまでの領域における平均炭素濃度が、前記鋼線の炭素濃度の０．８倍以下であり、
    　前記鋼線の表面から１０μｍの部位より内側の領域における金属組織が、面積％で、
    パーライト組織：９５％以上であり、かつ、
    　引張強さが２０００～２４００ＭＰａである、高強度ＰＣ鋼線。
    　１．１０＜ＨｖＳ／ＨｖＩ≦１．１５　・・・（ｉ）
    　ただし、前記（ｉ）式中の各記号の意味は、以下の通りである。
    　ＨｖＳ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位のビッカース硬さ
    　ＨｖＩ：鋼線の表面から０．１Ｄの部位より内側の領域のビッカース硬さ
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
    　Ｖ：０．０１～０．１０％、および、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度ＰＣ鋼線。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｉ：０．１～１．０％、および、
    　Ｃｕ：０．０５～０．５０％から選択される１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の高強度ＰＣ鋼線。
PCT/JP2016/071265 2015-07-21 2016-07-20 高強度ｐｃ鋼線 WO2017014232A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201680042375.1A CN107849659B (zh) 2015-07-21 2016-07-20 高强度pc钢丝
KR1020187004980A KR102090718B1 (ko) 2015-07-21 2016-07-20 고강도 pc 강선
EP16827792.9A EP3327162B1 (en) 2015-07-21 2016-07-20 High-strength pc steel wire
US15/745,755 US10808305B2 (en) 2015-07-21 2016-07-20 High-strength PC steel wire
ZA2018/01008A ZA201801008B (en) 2015-07-21 2018-02-14 High-strength pc steel wire

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-144062 2015-07-21
JP2015144062A JP6416708B2 (ja) 2015-07-21 2015-07-21 高強度ｐｃ鋼線

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017014232A1 true WO2017014232A1 (ja) 2017-01-26

Family

ID=57834364

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/071265 WO2017014232A1 (ja) 2015-07-21 2016-07-20 高強度ｐｃ鋼線

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10808305B2 (ja)
EP (1) EP3327162B1 (ja)
JP (1) JP6416708B2 (ja)
KR (1) KR102090718B1 (ja)
CN (1) CN107849659B (ja)
WO (1) WO2017014232A1 (ja)
ZA (1) ZA201801008B (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6229792B2 (ja) * 2014-04-24 2017-11-15 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用線材
CN113748224B (zh) * 2019-06-19 2022-05-03 日本制铁株式会社 线材
JP7469642B2 (ja) 2020-05-21 2024-04-17 日本製鉄株式会社 高強度鋼線

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07268546A (ja) * 1994-03-30 1995-10-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 二層組織構造を有する高炭素鋼線材およびその製造方法
JP2003129177A (ja) * 2001-10-19 2003-05-08 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒および製造方法
JP2007039799A (ja) * 2005-06-29 2007-02-15 Nippon Steel Corp 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線
JP2009280836A (ja) * 2008-05-19 2009-12-03 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線及びその製造方法
WO2011089782A1 (ja) * 2010-01-25 2011-07-28 新日本製鐵株式会社 線材、鋼線、及び線材の製造方法
JP2014136823A (ja) * 2013-01-17 2014-07-28 Sumitomo Denko Steel Wire Kk 高強度ｐｃ鋼より線及びその製造方法
JP2014136822A (ja) * 2013-01-17 2014-07-28 Sumitomo Denko Steel Wire Kk 高強度ｐｃ鋼より線及びその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3246210B2 (ja) * 1994-08-11 2002-01-15 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性溶融めっき鋼線およびその製造方法
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
CN101208445B (zh) * 2005-06-29 2014-11-26 新日铁住金株式会社 拉丝性能优异的高强度线材及其制造方法
JP5802162B2 (ja) * 2012-03-29 2015-10-28 株式会社神戸製鋼所 線材及びこれを用いた鋼線
JP6079894B2 (ja) * 2013-10-08 2017-02-15 新日鐵住金株式会社 線材、過共析ベイナイト鋼線、及びそれらの製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07268546A (ja) * 1994-03-30 1995-10-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 二層組織構造を有する高炭素鋼線材およびその製造方法
JP2003129177A (ja) * 2001-10-19 2003-05-08 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒および製造方法
JP2007039799A (ja) * 2005-06-29 2007-02-15 Nippon Steel Corp 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線
JP2009280836A (ja) * 2008-05-19 2009-12-03 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線及びその製造方法
WO2011089782A1 (ja) * 2010-01-25 2011-07-28 新日本製鐵株式会社 線材、鋼線、及び線材の製造方法
JP2014136823A (ja) * 2013-01-17 2014-07-28 Sumitomo Denko Steel Wire Kk 高強度ｐｃ鋼より線及びその製造方法
JP2014136822A (ja) * 2013-01-17 2014-07-28 Sumitomo Denko Steel Wire Kk 高強度ｐｃ鋼より線及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2017025369A (ja) 2017-02-02
EP3327162A1 (en) 2018-05-30
US10808305B2 (en) 2020-10-20
EP3327162B1 (en) 2020-07-08
KR102090718B1 (ko) 2020-03-18
CN107849659A (zh) 2018-03-27
KR20180031730A (ko) 2018-03-28
JP6416708B2 (ja) 2018-10-31
ZA201801008B (en) 2018-12-19
CN107849659B (zh) 2019-09-13
US20180216213A1 (en) 2018-08-02
EP3327162A4 (en) 2019-01-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5315790B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
JP5177323B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法
JP6212473B2 (ja) 高強度ばね用圧延材及びこれを用いた高強度ばね用ワイヤ
JP6893212B2 (ja) 高強度鋼線
JP7226548B2 (ja) 線材
WO2017014231A1 (ja) 高強度ｐｃ鋼線
WO2016158901A1 (ja) 伸線性に優れた高炭素鋼線材、および鋼線
WO2018012625A1 (ja) 鋼線
JP6288265B2 (ja) 鋼線
WO2017014232A1 (ja) 高強度ｐｃ鋼線
JP2010229469A (ja) 冷間加工特性に優れる高強度線材及びその製造方法
JP2019123905A (ja) プレストレストコンクリート用緊張材用の二相ステンレス鋼線材、二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材
JP7469642B2 (ja) 高強度鋼線
JP6682863B2 (ja) 高炭素鋼線材および高炭素鋼線
JP6501036B2 (ja) 鋼線
JP6135553B2 (ja) 鉄筋およびその製造方法
JP2024029554A (ja) 亜鉛めっき鋼線
JP2022182696A (ja) プレストレストコンクリート用緊張材用のオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材、オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材
WO2017170755A1 (ja) 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16827792

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15745755

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187004980

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A