JP4477759B2

JP4477759B2 - High strength rolled PC steel bar and method for manufacturing the same

Info

Publication number: JP4477759B2
Application number: JP2000270537A
Authority: JP
Inventors: 肇石川; 世紀西田; 浩大羽
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-09-06
Filing date: 2000-09-06
Publication date: 2010-06-09
Anticipated expiration: 2020-09-06
Also published as: JP2002069579A

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、ＴＳ：１２００ 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PC鋼棒が求められている。
【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、熱間圧延に続くパティンティングの後に通常採用する伸線工程を経ずに、ブルーイング、ヒートストレッチ等の時効処理により、低コストで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共析鋼または過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。このためにヒートストレッチングを施しＹＳを向上させることを見いだした。この材料の遅れ破壊は破断時間としては良好ではあるが、表層部から割れ感受性が高いため表層部の遅れ破壊を向上させることがより効果的である。そのため、ショットブラストにより圧縮残留応力を付与することによりさらに耐遅れ破壊特性が向上することを見いだした。
【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：０．８〜１．３％、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、Ｍｎ：０．２５〜２．０％、および、Ａｌ：０．０５％以下、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を施してパーライト面積率が８０％以上９４％以下で、更に、表面にショットブラストが施された鋼からなり、ＹＳ（０．２％耐力）が１２００ＭＰa以上、ＴＳが１４００ＭＰa以上で、且つ、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％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
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）前記鋼の表層に、圧縮残留応力が蓄積されている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。
（５）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る化学成分を有する鋼片を、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、線材にショットブラストを施し、更に、１〜４％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）、（３）、または、（４）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１４】
（６）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る化学成分を有する鋼片を、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、線材にショットブラストを施し、更に、２００〜５００℃の温度及び０．５〜６％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）、（３）、または、（４）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１５】
（７）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る化学成分を有する線材を、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、線材にショットブラストを施し、更に、１〜４％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）、（３）、または、（４）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１６】
（８）上記（１）、（２）、または、（３）記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る化学成分を有する線材を、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、線材にショットブラストを施し、更に、２００〜５００℃の温度及び０．５〜６％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）、（３）、または、（４）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ＴＳ１４００ MPa以上、及び、ＹＳ１２００MPa 以上を、それぞれ得るためには、少なくとも、０．８％以上必要であり、０．８％未満では必要な強度が得られない。望ましくは、０．８５％以上必要である。
【００１８】
一方、Ｃが１．３％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、０．８〜１．３％とする。
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。
【００１９】
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である。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生成し易くなる。ミクロマルテンサイトの生成を抑制するには、恒温変態処理時間を長くすする必要があるが、これは実用的でない。このため、Ｍｎ添加量の上限を２．０％とし、Ｍｎ添加量は、０．２５〜２．０％とする。
【００２０】
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。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
Ｖは、炭窒化物を析出させγ粒を徹細化し、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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｃｒは、固溶強化により、また、焼入れ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。０．０５％未満ではこの効果が不十分である。しかし、２．０％を超えて添加すると、強度が高くなり過ぎ、延性が低下する。このため、上限を２．０％とする。
Ｃｕは、焼入れ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％以上の添加量が必要である。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。
【００２９】
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、焼入れ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％以上の添加量が必要である。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。
【００３０】
Ｍｏは、リラクセーション特性を向上させるために有効な元素である。鋼の強度を上昇させるためには、少なくとも、０．０５％以上の添加量が必要である。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。
【００３１】
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、調整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。
【００３２】
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。
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。
【００３３】
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きることを見い出した。
【００３５】
以上のことから、Ｃ量が０．８％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、詳細に組織、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る。ただし、パーライト組織の上限を、実施例で得たパーライト分率９４％（表２中、本発明鋼T1、参照）に基づいて、９４％とした。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、線材の再加熱後、４５０〜５５０℃の温度で恒温変態を行う。
【００３６】
パーライト組織が８０％未満であると、所望の強度（ＴＳ）が得られない。
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、ラメラー間隔が粗になり、パーライト組織の強度が低下するが、実施例で用いた恒温変態温度５５０℃（表２中、発明鋼T3等、参照）に基づいて、保持温度の上限を５５０℃とする。それ故、恒温変態における保持温度は、４５０〜５５０℃とする。
【００３７】
本発明の製造方法の特徴は、４５０〜６５０℃の温度での恒温変態後、線材の表面にショットブラストを施す点である。
ショットブラストにより、線材の表層に、圧縮残留応力が蓄積されることになるが、この応力が存在することにより、本発明の鋼の耐遅れ破壊特性が、格段に向上する。本発明の製造方法において、ショットブラストを施す態様は、どのような態様のものでもよい。
【００３８】
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、１〜４％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。
【００３９】
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。
【００４０】
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、時効により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。
【００４１】
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、時効により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。
【００４２】
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→インデント加工→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→インデント加工→ヒートストレッチング処理のいずれかの各工程を経て、コンクリートとの密着性が格段に優れた高強度圧延ＰＣ鋼棒を、低コストで製造することが可能となった。
【００４３】
【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イ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。本発明鋼の鋼Ｔ１〜Ｔ１２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。
【００４４】
ＰＣ鋼棒に要求される材質特性としてリラクゼーションがあげられる。鋼Ｔ２において１８０℃の高温リラクゼーションで評価し、１４２０ＭＰa×０．７の荷重で２０％以下であった。
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Ｃ量が多く延性が低下した。鋼Ｈ３はＳｉ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強度が低下した例である。鋼Ｈ６では予歪みの量が少なくＹＳの所定の強度が得られない。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。鋼Ｈ９はショットブラスト加工をしていないため耐遅れ破壊特性に対して一部に低地が発生した。
【００４５】
【表１】

【００４６】
【表２】

【００４７】
【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” describes that a wire rod obtained by hot rolling a slab is subjected to stretching and bluing treatment to obtain a PC having a TS of 1200 MPa or less. It is disclosed that steel bars 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, PC steel bars with higher strength and excellent delayed fracture resistance are required.
[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 after the patterning following hot rolling. 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 bluing and heat stretch without going through a wire drawing process that is usually employed.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have studied the structure and components of eutectoid steel or hypereutectoid 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 set YS to 1200 MPa or more. For this purpose, it was found that heat stretching was applied to improve YS. Although the delayed fracture of this material is good as the fracture time, it is more effective to improve the delayed fracture of the surface layer portion because the crack sensitivity is high from the surface layer portion. Therefore, it has been found that the delayed fracture resistance is further improved by applying compressive residual stress by shot blasting.
[0010]
This invention solves the said subject based on the said knowledge, Comprising: The summary is as follows.
(1) In mass%, C: 0.8 to 1.3%, Si: 0.10 to 2.5%, Mn: 0.25 to 2.0%, and Al: 0.05% or less, Containing the balance Fe and inevitable impurities, the steel was subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C., the pearlite area ratio was 80% or more and 94% or less, and the surface was shot blasted A high-strength rolled PC steel bar made of steel, having a YS (0.2% yield strength) of 1200 MPa or more, a TS 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
Nb: 0.005 to 0.1%
The high-strength rolled PC steel bar according to (1) above, comprising at least one of the following.
[0012]
( 3 ) The steel is further in mass%,
B: 0.0005 to 0.01%
Cr: 0.05-2.0%,
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05~1.0%, and,
Mo: 0.05 to 0.50%
The high strength rolled PC steel bar according to the above (1) or (2) , characterized by containing at least one of the following.
[0013]
( 4 ) The high-strength rolled PC steel bar according to (1), (2), or (3) above, wherein compressive residual stress is accumulated in the surface layer of the steel.
( 5 ) A steel slab having a chemical component related to the high-strength rolled PC steel rod described in (1), (2) or (3) above is heated to an austenite region, and then hot-rolled to obtain a wire, , Subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C., then subjected to shot blasting to the wire, further imparted 1 to 4% strain, and then a holding time of 5 to 600 seconds at a temperature of 200 to 500 ° C. The method for producing a high-strength rolled PC steel bar according to (1), (2), (3), or (4), wherein the blueing treatment is performed.
[0014]
( 6 ) A steel slab having a chemical component related to the high-strength rolled PC steel rod described in (1), (2), or (3) above is heated to an austenite region and then hot-rolled to obtain a wire, , Subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C., then shot blasted to the wire, and further subjected to a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. The method for producing a high-strength rolled PC steel bar according to (1), (2), (3), or (4) .
[0015]
( 7 ) The wire having a chemical component 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. Is then subjected to constant temperature transformation, then shot blasted to the wire, further imparted with 1 to 4% strain, and then subjected to 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 as described in (1), (2), (3), or (4) above .
[0016]
( 8 ) The wire having a chemical component 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. (1), then subjecting the wire to shot blasting, and further subjecting it to a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6% (1 ), (2), (3) or (4) .
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, chemical components related to the steel of the high strength rolled PC steel 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 TS1400 MPa or more and YS1200 MPa or more necessary for a PC steel rod, respectively, at least 0. 8% or more is necessary, and if it is less than 0.8%, the required strength cannot be obtained. Desirably, 0.85% or more is necessary.
[0018]
On the other hand, when C exceeds 1.3%, reticulated cementite or coarse cementite precipitates at the grain boundaries, and the ductility decreases significantly. For this reason, C addition amount shall be 0.8 to 1.3%.
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%.
[0019]
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, at least an addition amount of 0.25% or more is necessary. On the other hand, when Mn is added excessively, it becomes easy to produce micro martensite which lowers the ductility in the central segregation part. In order to suppress the formation of micromartensite, it is necessary to lengthen the isothermal transformation treatment time, but this is not practical. For this reason, the upper limit of the Mn addition amount is set to 2.0%, and the Mn addition amount is set to 0.25 to 2.0%.
[0020]
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.
[0021]
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, one or more of Ti, Ca, REM, Nb, and V are added in order to refine the γ grain size and improve ductility. Also, mainly one or more of B, Cr, Cu, Ni and Mo are added to improve the strength of the rolled PC steel bar.
[0022]
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%.
[0023]
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%.
[0024]
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%.
[0025]
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%.
[0026]
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%.
[0027]
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%.
[0028]
Cr is an element that increases the strength by solid solution strengthening and also improves the hardenability and reduces the lamellar spacing of pearlite. If it is less than 0.05%, this effect is insufficient. However, if added over 2.0%, the strength becomes too high and the ductility decreases. For this reason, the upper limit is made 2.0%.
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, an addition amount 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%.
[0029]
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 delayed fracture resistance, an addition amount of 0.05% or more is necessary. However, even if added over 1.0%, the effect is saturated and economically disadvantageous, so the upper limit is made 1.0%.
[0030]
Mo is an element effective for improving relaxation properties. In order to increase the strength of steel, an addition amount of at least 0.05% is required. 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%.
[0031]
The chemical components of steel have been described above. In a rolled PC steel bar, in order to secure YS of 1200 MPa or more, TS must be at least 1400 MPa or more in the wire that has been adjusted and cooled after hot rolling. It is necessary to determine the combination and addition amount of other strengthening elements and to configure the chemical composition of the steel.
[0032]
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.
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.
[0033]
As described above, even if it is a hypereutectoid steel DLP wire with TS of 1400 MPa or more, 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 something to come.
[0035]
From the above, even in a steel having a C content of 0.8% 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 structure and manufacturing conditions will be described in detail.
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, as well as satisfy the chemical components described above, Ru necessary der that pearlite is present more than 80%. However, the upper limit of the pearlite structure was set to 94% based on the pearlite fraction 94% obtained in the examples (refer to the steel T1 of the present invention in Table 2). In the production method of the present invention, after hot rolling of a steel material or after reheating of a wire material, constant temperature transformation is performed at a temperature of 450 to 550 ° C.
[0036]
When the pearlite structure is less than 80%, a desired strength (TS) cannot be obtained.
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 becomes coarse and the strength of the pearlite structure decreases, but the isothermal transformation temperature used in the examples is 550 ° C. (see Table 2, Invention Steel T3, etc.). Based on this, the upper limit of the holding temperature is set to 550 ° C. Therefore, the holding temperature in the constant temperature transformation is set to 450 to 550 ° C.
[0037]
The feature of the production method of the present invention is that shot blasting is performed on the surface of the wire after isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C.
By shot blasting, compressive residual stress is accumulated on the surface layer of the wire, and the presence of this stress significantly improves the delayed fracture resistance of the steel of the present invention. In the production method of the present invention, the aspect of performing shot blasting may be any form.
[0038]
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 brewing that can secure a breaking elongation of 4.5% or more at YS: 1200 MPa or more are 5 to 200 ° C. at a temperature of 200 to 500 ° C. after applying a strain of 1 to 4%. To hold for ~ 600 seconds.
[0039]
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.
[0040]
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.
[0041]
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, when the heat treatment temperature is less than 200 ° C., the diffusion of C is insufficient and dislocations are not fixed, so that YS cannot be increased by 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.
[0042]
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 → indent processing → stretching + bluing treatment, or , Heating (austenite) → hot rolling → isothermal transformation → cooling → indenting → heat stretching treatment, through each step, high strength rolled PC steel bar with outstandingly excellent adhesion to concrete, It became possible to manufacture at low cost.
[0043]
【Example】
Examples of the present invention will be described below. The slabs having the chemical components shown in Table 1 were heated and then hot-rolled to perform DLP. Thereafter, the wire was stretched and then subjected to a 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 steels T1 to T12 of the present invention, TS was 1400 MPa or higher, YS was 1200 MPa or higher, and E1 was 4.5% or higher.
[0044]
Relaxation is one of the material properties required for PC steel bars. Evaluated at a high temperature relaxation 180 ° C. in a steel T 2, 20% or less at a load of 1420MPa × 0.7.
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. Steel H2 had a large amount of C and reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of Si 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. Steel H5 is an example in which the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. In steel H6, the amount of pre-strain is small and a predetermined strength of YS cannot be obtained. 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. Steel H9 was not shot blasted, so some of the low ground was generated against delayed fracture resistance.
[0045]
[Table 1]

[0046]
[Table 2]

[0047]
【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

In mass%, C: 0.8 to 1.3%, Si: 0.10 to 2.5%, Mn: 0.25 to 2.0%, and Al: 0.05% or less The steel is composed of the remaining Fe and inevitable impurities, and is subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C., the pearlite area ratio is 80% or more and 94% or less, and the surface is shot blasted. , YS (0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, TS is 1400 MPa or more, and elongation is 4.5% or more.

The steel is further in mass%, Ti: 0.005-0.05%, Ca: 0.0005-0.005%, REM: 0.0005-0.005%, V: 0.002-0. The high-strength rolled PC steel bar according to claim 1, characterized by containing at least one of 0.5% and Nb: 0.005 to 0.1%.

The steel is further in mass%, B: 0.0005-0.01%, Cr: 0.05-2.0%, Cu: 0.05-1.0%, Ni: 0.05-1 The high-strength rolled PC steel bar according to claim 1 or 2, containing 0.0% and one or more of Mo: 0.05 to 0.50%.

The high-strength rolled PC steel bar according to claim 1, 2, or 3, wherein compressive residual stress is accumulated in a surface layer of the steel.

A steel slab having a chemical component related 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 into a wire, and then at a temperature of 450 to 550 ° C. Applying a constant temperature transformation, then subjecting the wire to shot blasting, further imparting 1 to 4% strain, and then applying a blueing treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds. The method for producing a high strength rolled PC steel bar according to claim 1, 2, 3, or 4.

A steel slab having a chemical component related 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 into a wire, and then at a temperature of 450 to 550 ° C. Applying a constant temperature transformation, then subjecting the wire to shot blasting, and further applying a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%, 3. A method for producing a high strength rolled PC steel bar according to 3 or 4.

The wire having a chemical component according to the high-strength rolled PC steel rod according to claim 1, 2, or 3, is cooled after reheating to the austenite region, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. Thereafter, shot blasting is applied to the wire, and further, a strain of 1 to 4% is 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. A method for producing a high-strength rolled PC steel bar according to 1, 2, 3, or 4.

The wire having a chemical component according to the high-strength rolled PC steel rod according to claim 1, 2, or 3, is cooled after reheating to the austenite region, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 550 ° C. Thereafter, the wire is subjected to shot blasting, and further subjected to a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. The manufacturing method of high strength rolling PC steel bar of description.