JP2003328077A - High-strength rolled and plated pc steel bar, and manufacturing method therefor - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a PC (prestressed concrete) steel material, more specifically a plated high-strength rolled PC steel bar having such a level of strengths as YS (0.2% proof stress) of 1200 MPa or higher and TS (torsion strength) of 1400 MPa or higher, and a high ductility, and to provide a manufacturing method therefor. <P>SOLUTION: The high-strength rolled and plated PC steel bar comprises: a steel which contains, by wt.%, 0.8-1.3% C, has a pearlite area rate of 80% or more, and has a YS (0.2% yield strength) of 1,200 MPa or higher, a TS of 1,400 MPa or higher and an elongation of 4.5% or longer; and at least one plating layer selected among aluminum, an aluminum alloy, zinc and a zinc alloy, on the surface. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、ＰＣ鋼線、ＰＣ鋼
棒、吊り橋用ケーブルなどに使用される高強度鋼線用の
高強度圧延メッキＰＣ鋼棒とその製造方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength roll-plated PC steel rod for a high-strength steel wire used for a PC steel wire, a PC steel rod, a cable for suspension bridges, etc., and a method for producing the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】鋼材の高強度化のニーズは近年益々強く
なってきているが、この高強度化は鋼材の伸びや耐遅れ
破壊特性を低下させる要因ともなっている。例えば、Ｐ
Ｃ鋼棒では、その製造方法において熱間圧延後に空冷し
た鋼材を焼き入れ・焼き戻しによって製造されることに
より、ＪＩＳ Ｇ３１３７（Ｄ種）で規定される１４２
０MPa 以上の引張強度（ＴＳ）を確保でき、高強度化を
図ることができる。その一例として、特開平３−１５１
４４５号公報には、リラクゼーション特性を改善するた
めにＳｉ量を低減し、Ｍｏを添加した鋼材を焼き入れ・
焼き戻しにより１４２０MPa 以上の引張強度を有する高
強度ＰＣ鋼棒が製造しうることが開示されている。2. Description of the Related Art The need for higher strength of steel materials has become stronger and stronger in recent years, but this higher strength is also a factor that deteriorates the elongation and delayed fracture resistance of steel materials. For example, P
The C steel bar is manufactured by quenching and tempering a steel material that has been air-cooled after hot rolling in the manufacturing method, and thus is defined by JIS G3137 (Class D) 142.
A tensile strength (TS) of 0 MPa or more can be secured, and high strength can be achieved. As an example thereof, Japanese Patent Laid-Open No. 3-151
In Japanese Patent No. 445, a steel material in which Si content is reduced and Mo is added in order to improve relaxation characteristics is hardened.
It is disclosed that a high strength PC steel bar having a tensile strength of 1420 MPa or more can be manufactured by tempering.

【０００３】しかし、これらのＰＣ鋼棒は、焼き入れ・
焼き戻し処理を行って製造されるために、鋼ＰＣ鋼棒の
組織が焼き戻しマルテンサイトとなるために一様伸びや
耐遅れ破壊特性の確保が難しいものとなっている。「鉄
と鋼」Ｖｏｌ．８１（１９９５），ｐ１６２５には、１
４００MPa 以上の焼き戻しマルテンサイトでは耐遅れ破
壊特性は劣化することが開示されている。However, these PC steel rods are
Since the structure of the steel PC steel bar becomes tempered martensite because it is manufactured by performing tempering treatment, it is difficult to secure uniform elongation and delayed fracture resistance. "Iron and Steel" Vol. 81 (1995), p1625 has 1
It is disclosed that the tempered martensite of 400 MPa or more deteriorates the delayed fracture resistance.

【０００４】焼き戻しマルテンサイト以外の組織を有す
るＰＣ鋼棒では、熱間圧延材を冷間加工（ストレッチン
グ）、ブルーイング処理を施した塑性加工を殆ど受けて
いないパーライト主体の組織を有する圧延ＰＣ鋼棒が製
造されている。この圧延ＰＣ鋼棒に対し、「プレストレ
スト コンクリート」Ｖｏｌ．１３（１９７１），ｐ５
２には、鋳片を熱間圧延して製造した線材に、ストレッ
チングとブルーイング処理することにより、引張強度が
１２００MPa 以下のＰＣ鋼棒を製造しうることが開示さ
れている。しかしながら、この文献では、Ｃ量が約０．
７％以下であるものの、この圧延ＰＣ鋼棒では一様伸び
が高いなどの優れた点がある反面、引張強度で１１００
MPa 以下であり、高強度化が何ら図られていないという
問題がある。このため、より高強度で、かつ延性に優れ
たＰＣ鋼棒とその製造方法が切望されている。In the case of PC steel rods having a structure other than tempered martensite, a hot rolled material has a pearlite-based structure which is hardly subjected to cold working (stretching) or bluing-induced plastic working. PC steel rods are manufactured. "Prestressed concrete" Vol. 13 (1971), p5
No. 2 discloses that a wire rod produced by hot rolling a slab can be stretched and blued to produce a PC steel bar having a tensile strength of 1200 MPa or less. However, in this document, the amount of C is about 0.
Although it is 7% or less, this rolled PC steel bar has excellent features such as high uniform elongation, but has a tensile strength of 1100.
Since it is below MPa, there is a problem that no high strength is achieved. Therefore, a PC steel rod having higher strength and excellent ductility and a method for manufacturing the same have been earnestly desired.

【０００５】また、耐食性に対しては、従来よりアルミ
ニウムメッキ或いは亜鉛メッキが施されており、特にア
ルミニウムメッキは塩分を含む環境での耐食性に有利で
ある。しかし、アルミニウムメッキ或いは亜鉛メッキ後
のＰＣ鋼棒の高強度化、高延性化は技術的に困難であ
る。マルテンサイト組織のないＰＣ鋼棒の伸線加工など
の塑性加工を伴わないパーライト組織のＰＣ鋼棒では１
２００MPa 以上の高強度化に対しては高延性の鋼材に亜
鉛メッキを施した耐遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼棒は今
のところ存在していない。Regarding corrosion resistance, aluminum plating or zinc plating has been conventionally applied, and aluminum plating is particularly advantageous for corrosion resistance in an environment containing salt. However, it is technically difficult to increase the strength and ductility of a PC steel bar after aluminum plating or zinc plating. 1 for PC steel bar with pearlite structure without plastic working such as wire drawing of PC steel bar without martensite structure
At present, there is no PC steel bar excellent in delayed fracture resistance, which is obtained by galvanizing a high-ductility steel material for high strength of 200 MPa or more.

【０００６】[0006]

【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１４００MPa 以上を有する高強度で、
かつ高延性の高強度圧延ＰＣ鋼棒にメッキ処理を施した
高強度圧延メッキＰＣ鋼棒と、この高強度圧延ＰＣ鋼棒
を熱間圧延し、次いで、パテンティング処理後、伸線工
程を経ずに、ヒートストレッチ、ブルーイングなどの時
効処理により安価にＰＣ鋼棒を製造後、更にＰＣ鋼棒表
面にアルミニウム、アルミニウム合金、亜鉛、亜鉛合金
の何れか１種のめっき処理を行う高強度圧延メッキＰＣ
鋼棒の製造方法を提供するものである。Therefore, the present invention has a high tensile strength (TS) of 1400 MPa or more,
Also, a high-strength rolled PC steel bar having a high ductility and a high-strength rolled PC steel bar plated, and this high-strength rolled PC steel bar were hot-rolled, and then subjected to a patenting treatment and a wire drawing process. Without making high-strength PC steel rods by aging treatment such as heat stretching and bluing, and then plating the surface of the PC steel rods with any one of aluminum, aluminum alloy, zinc, and zinc alloy. Plated PC
A method for manufacturing a steel rod is provided.

【０００７】[0007]

【課題を解決するための手段】通常、熱間圧延後のパテ
ンティング処理したパーライト鋼は、引張強度（ＴＳ）
に対して降伏強度（ＹＳ）は低く１２００MPa に満たな
い。そこで、本発明者らは、上記課題を解決する際にお
いて、伸線工程を経ないパーライト組織（粒状のパーラ
イト組織）の態様と機械的性質の関係について検討した
ところ、恒温変態により、面積率８０％以上のパーライ
ト組織が得られれば、ヒートストレッチ、ブルーイング
などの時効処理を施すのみで、降伏強度：ＹＳ（０．２
％耐力）が１２００MPa 以上、引張強度（ＴＳ）が１４
００MPa 以上で、かつ伸び４．５％以上の基本特性を有
する圧延ＰＣ鋼棒が得られ、更に、このＰＣ鋼棒表面に
アルミニウム、アルミニウム合金、亜鉛、亜鉛合金の何
れか１種のめっき処理を行うことで、優れた耐食性を有
する高強度圧延メッキＰＣ鋼棒が得られることを知見し
た。本発明は上記知見に基づくもので、その要旨は次の
通りである。[Patent Document 1] Generally, the patented perlite steel after hot rolling has a tensile strength (TS).
On the other hand, the yield strength (YS) is low and less than 1200 MPa. Therefore, in solving the above problems, the present inventors have examined the relationship between the aspect of the pearlite structure (granular pearlite structure) that does not go through the wire drawing step and the mechanical properties. If a pearlite structure of not less than 10% is obtained, the yield strength: YS (0.2
% Yield strength) more than 1200MPa, tensile strength (TS) 14
A rolled PC steel bar having a basic property of 00 MPa or more and an elongation of 4.5% or more is obtained, and the surface of this PC steel bar is plated with any one of aluminum, aluminum alloy, zinc and zinc alloy. It was found that a high-strength roll-plated PC steel bar having excellent corrosion resistance can be obtained by carrying out. The present invention is based on the above findings, and the summary thereof is as follows.

【０００８】（１）質量％で、Ｃ：０．８〜１．３％を
含有し、パーライト面積率が８０％以上の鋼からなり、
ＹＳ（０．２％耐力）が１２００MPa 以上、ＴＳが１４
００MPa 以上で、かつ伸びが４．５％以上を有し、かつ
表面にメッキ層を有することを特徴とする高強度圧延メ
ッキＰＣ鋼棒。(1) Made of steel containing C: 0.8 to 1.3% by mass% and having a pearlite area ratio of 80% or more,
YS (0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, TS is 14
A high-strength roll-plated PC steel bar, which is 00 MPa or more, has an elongation of 4.5% or more, and has a plating layer on the surface.

【０００９】（２）前記メッキＰＣ鋼棒が、更に、質量
％で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、およびＭｎ：０．２
５〜２．０％を含有することを特徴とする（１）記載の
高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。(2) The plated PC steel bar further has, in mass%, Si: 0.10 to 2.5% and Mn: 0.2.
The high-strength rolled plated PC steel rod according to (1), which contains 5 to 2.0%.

【００１０】（３）前記メッキＰＣ鋼棒が、更に、質量
％で、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：
０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．００２〜０．５
％、および、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の少なくとも
１種以上を含むを含有することを特徴とする（１）また
は（２）記載の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。(3) Further, the plated PC steel bar has a mass% of Al: 0.05% or less and Ti: 0.005 to 0.
05%, Ca: 0.0005 to 0.005%, REM:
0.0005-0.005%, V: 0.002-0.5
%, And Nb: 0.005 to 0.1% at least one or more are contained, The high strength rolled plated PC steel rod according to (1) or (2).

【００１１】（４）前記メッキＰＣ鋼棒が、更に、質量
％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５
〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０
５〜１．０％、およびＭｏ：０．０５〜１．０％の少な
くとも１種以上を含有することを特徴とする（１）〜
（３）の何れかの項に記載の高強度圧延メッキＰＣ鋼
棒。(4) The plated PC steel rod is further mass%, B: 0.0005-0.01%, Cr: 0.05
~ 2.0%, Cu: 0.05-1.0%, Ni: 0.0
5 to 1.0% and at least one of Mo: 0.05 to 1.0% are contained (1) to
The high-strength roll-plated PC steel rod according to any one of (3).

【００１２】（５）（１）〜（４）の何れかの項に記載
の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒のメッキ層が、アルミニウ
ム、アルミニウム合金、亜鉛、亜鉛合金の何れか１種で
あることを特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。(5) The plating layer of the high-strength rolled-plated PC steel rod according to any one of (1) to (4) is any one of aluminum, aluminum alloy, zinc, and zinc alloy. High-strength rolled plated PC steel bar.

【００１３】（６）（１）〜（４）の何れかの項に記載
の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼
片を、オーステナイト領域まで加熱し、熱間圧延するこ
とにより線材とし、次いで、４５０〜６５０℃の温度で
恒温変態を施し、更に、１〜４％の歪みを付与し、その
後、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高強度圧延
メッキＰＣ鋼棒の製造方法。(6) By heating a steel slab having the composition of the high-strength rolled PC steel bar according to any one of (1) to (4) to an austenite region and hot rolling the slab. A wire rod is then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C, further imparted with a strain of 1 to 4%, and then subjected to bluing 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-plated PC steel rod, which is characterized in that:

【００１４】（７）（１）〜（４）の何れかの項に記載
の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼
片を、オーステナイト領域まで加熱し、熱間圧延するこ
とにより線材とし、次いで、４５０〜６５０℃の温度で
恒温変態を施し、更に、２００〜５００℃の温度および
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高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製
造方法。(7) By heating a steel slab having the composition of the high-strength rolled plated PC steel rod according to any one of (1) to (4) to an austenite region and hot rolling. A high-strength rolling characterized by being made into a wire and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C. and further subjected to heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. Method for manufacturing plated PC steel rod.

【００１５】（８）（１）〜（４）の何れかの項に記載
の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線
材を、オーステナイト領域まで再加熱し、その後冷却
し、４５０〜６５０℃の温度で恒温変態を施し、更に、
１〜４％の歪みを付与し、その後、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高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方
法。(8) The wire having the composition of the high-strength rolled plated PC steel rod according to any one of (1) to (4) is reheated to the austenite region and then cooled to 450 to The isothermal transformation is performed at a temperature of 650 ° C, and further,
A method for producing a high-strength roll-plated PC steel bar, which comprises applying a strain of 1 to 4% and then performing a bluing treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds.

【００１６】（９）（１）〜（４）の何れかの項に記載
の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線
材を、オーステナイト領域まで再加熱し、その後冷却
し、４５０〜６５０℃の温度で恒温変態を施し、更に、
２００〜５００℃の温度および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
高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方法。(9) The wire having the composition of the high-strength rolled plated PC steel rod according to any one of (1) to (4) is reheated to the austenite region and then cooled to 450 to The isothermal transformation is performed at a temperature of 650 ° C, and further,
A method for producing a high-strength roll-plated PC steel bar, which comprises performing a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%.

【００１７】（１０）（６）〜（９）の何れかの項に記
載のヒートストレッチング処理またはブルーイング処理
後に、更にＰＣ鋼棒表面にアルミニウム、アルミニウム
合金、亜鉛、亜鉛合金の何れか１種のめっき処理を施す
ことを特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方
法。(10) After the heat stretching treatment or bluing treatment according to any one of (6) to (9), the surface of the PC steel bar is further coated with aluminum, aluminum alloy, zinc or zinc alloy. A method for producing a high-strength rolled-plated PC steel rod, which comprises subjecting a steel plate to a seed plating treatment.

【００１８】[0018]

【発明の実施の形態】まず、本発明の高強度圧延ＰＣ鋼
棒の鋼（本発明の鋼）に係る化学成分について、以下に
説明する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION First, the chemical composition of the steel of the high-strength rolled PC steel rod of the present invention (the steel of the present invention) will be described below.

【００１９】Ｃは、ＴＳやＹＳを確保するために重要
で、かつ、経済的な元素であるが、ＰＣ鋼棒として必要
なＴＳ：１４００MPa 以上、および、ＹＳ：１２００MP
a 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。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。C is an important and economical element for securing TS and YS, but TS: 1400 MPa or more and YS: 1200MP required for a PC steel rod.
To obtain each of the above, at least 0.8
% Or more, and if less than 0.8%, the required strength cannot be obtained. Desirably, 0.85% or more is necessary. On the other hand, when C exceeds 1.3%, reticulated cementite or coarse cementite is precipitated at the grain boundaries, and ductility is significantly reduced. Therefore, the amount of C added is 0.8 to 1.3%.

【００２０】Ｓｉは、フェライト（パーライト中のフェ
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。Si dissolves in ferrite (ferrite ground in pearlite), and due to the remarkable solid solution strengthening action, YS
Is an element that improves. In order to obtain this improvement effect, it is necessary to add at least 0.10% or more. On the other hand, if the amount of Si added exceeds 2.5%, the strength becomes too high and the ductility decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Si added is 2.5%.

【００２１】Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させて強度を上
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。しかし、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
温変態での変態時間を長くする必要があるが、これは実
用的ではない。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。[0021] Mn is an element effective for improving the hardenability of steel and increasing the strength, and for making the structure of the cross section of the steel bar uniform. In order to obtain these effects, it is necessary to add at least 0.25% or more. However, when Mn is added excessively,
Micro martensite, which reduces ductility, is easily generated. In order to suppress the formation of micro martensite, it is necessary to lengthen the transformation time in the isothermal transformation, but this is not practical. Therefore, the upper limit of the amount of Mn added is 2.0%.
And the amount of Mn added is 0.25 to 2.0%.

【００２２】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。Since P is an element that segregates at the grain boundaries and easily causes embrittlement at the grain boundaries, P must be reduced to 0.03% or less. In the steel of the present invention, P is an impurity element,
It is desirable to reduce it as much as possible.

【００２３】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。Similar to P, S is also an element that segregates at grain boundaries and easily causes grain boundary embrittlement, so it must 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.

【００２４】次に、本発明の鋼が含有する選択元素につ
いて説明する。Next, the selective elements contained in the steel of the present invention will be described.

【００２５】主に、γ粒径を微細にし、延性を向上させ
るために、Ａｌ，Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，ＮｂおよびＶの
うちの１種または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，Ｃ
ｕ，ＮｉおよびＭｏのうちの１種または２種以上を添加
する。Mainly, one or more of Al, Ti, Ca, REM, Nb and V are added in order to make the γ grain size fine and improve the ductility. In addition, in order to improve the strength of the rolled PC steel bar, B, Cr, C are mainly used.
One or more of u, Ni and Mo are added.

【００２６】Ａｌは、微細なＡｌ₂ Ｏ₃ またはＡｌＮ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。しかし、０．０５％
を超えて添加すると、粗大なＡｌ₂ Ｏ₃ が生成し延性が
低下する。このため、Ａｌ添加量の上限を０．０５％と
する。Al is an element added for refining the γ grain size during heat treatment due to the pinning effect of fine Al ₂ O ₃ or AlN precipitates. However, 0.05%
If it is added over the range, coarse Al ₂ O ₃ is formed and ductility is lowered. Therefore, the upper limit of the amount of Al added is set to 0.05%.

【００２７】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粒径など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。Ti is an oxide such as TiO ₂ or
It is an element added for refining the γ grain size during heat treatment due to the pinning effect of Ti precipitates such as TiN and TiC. To obtain this effect, 0.005% or more must be added. However, if added in excess of 0.05%, a large amount of coarse TiN precipitates and deteriorates ductility. Therefore, the upper limit of the Ti addition amount is set to 0.05%.

【００２８】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、鋼の清浄度が低下するとともに、Ｃ
ａ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。Ca is an element effective for refining the γ grain size during heat treatment due to the formation of CaS (O). 0.
Less than 0005% has no effect, so 0.0005%
Is the lower limit of the amount of Ca added. However, if added in excess of 0.005%, the cleanliness of the steel decreases and C
Since the inclusions become coarse and the ductility decreases, the upper limit is set to 0.
005%.

【００２９】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％
未満の添加では効果がないので、０．０００５％を、Ｒ
ＥＭ添加量の下限とする。しかし、０．００５％を超え
添加すると、鋼の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。Similar to Ca, REM is also an element effective for refining the γ grain size during heat treatment. 0.0005%
Addition is less than 0.0005%, there is no effect.
It is the lower limit of the amount of EM added. However, if added in excess of 0.005%, the cleanliness of the steel decreases, and inclusions including REM coarsen and ductility decreases, so the upper limit is made 0.005%.

【００３０】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。Nb is an element that refines the austenite grains by the pinning effect of Nb precipitates and improves the ductility of the rolled PC steel rod. Therefore, addition of 0.005% or more is necessary. However, even if added in a large amount, the effect is saturated and it is economically disadvantageous, so 0.1% is made the upper limit. Therefore, the amount of Nb added is 0.005 to 0.1%.

【００３１】Ｖは、炭窒化物を析出させγ粒を微細化
し、強度、延性を向上させる元素である。また、Ｖは、
鋼中に侵入した水素をトラップする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。V is an element for precipitating carbonitrides to make γ grains finer and improve strength and ductility. Also, V is
It serves as a trap site for trapping hydrogen that has penetrated into steel, and is an element that improves delayed fracture characteristics. To obtain these effects, addition of 0.002% or more is necessary.
However, addition of a large amount saturates the effect and is economically disadvantageous, so the upper limit is made 0.5%.

【００３２】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。B is an element which improves the hardenability and enhances the strength of the rolled PC steel bar. B is also an element that suppresses the deterioration of delayed fracture through a grain boundary cleaning effect that preferentially segregates at grain boundaries and suppresses grain boundary segregation of P, S, Mn and the like. Therefore, the lower limit of the amount of B added is set to 0.0005%. However, if added in excess of 0.01%, Fe ₂₃ B
Are deposited, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the B addition amount is set to 0.0005 to 0.01%.

【００３３】Ｃｒは、固溶強化により、また、焼入性を
向上させパーライトのラメラー間隔を小さくして、強度
を上昇させる元素である。０．０５％未満の添加では、
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、Ｃｒ含有量の上限を２．０％とする。Cr is an element that improves the hardenability by solid solution strengthening, reduces the lamellar spacing of pearlite, and increases the strength. With less than 0.05% addition,
This effect is insufficient. However, if added over 2.0%, the strength becomes too high and the ductility decreases. Therefore, the upper limit of the Cr content is 2.0%.

【００３４】Ｃｕは、焼入性を向上させるために添加す
る元素である。また、Ｃｕは、安定な腐食生成物を生成
して、水素の浸入を抑制し、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、Ｃｕ添加量の上
限を１．０％とする。Cu is an element added to improve hardenability. Cu is also an element that forms stable corrosion products, suppresses hydrogen intrusion, and improves delayed fracture. To obtain this effect, it is necessary to add 0.05% or more. However, if added over 1.0%,
Since hot cracking tends to occur during rolling, the upper limit of the amount of Cu added is set to 1.0%.

【００３５】Ｎｉは、Ｃｕと同様に、焼入性を向上させ
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。更に、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％を超え添加しても、その効果は飽和し、経
済的に不利になるので、Ｎｉ添加量の上限を１．０％と
する。Like Cu, Ni is an element added to improve hardenability. Ni is also an element that forms stable corrosion products, suppresses hydrogen intrusion, and improves delayed fracture. Furthermore, Ni is an element that also has the effect of suppressing Cu embrittlement. In order to improve the delayed fracture resistance, it is necessary to add 0.05% or more. However, even if added over 1.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous, so the upper limit of the Ni addition amount is made 1.0%.

【００３６】Ｍｏは、リラクゼーション特性を向上させ
るために有効な元素である。鋼の強度を上昇させるため
には、少なくとも、０．０５％以上の添加量が必要であ
る。しかし、０．５０％を超えて添加すると、フェライ
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。Mo is an element effective for improving relaxation characteristics. In order to increase the strength of steel, it is necessary to add at least 0.05% or more. However, if added over 0.50%, the generation of ferrite is suppressed, so the upper limit is made 0.50%.
Therefore, the Mo addition amount is set to 0.10 to 0.50%.

【００３７】以上、本発明の鋼に係る化学成分について
説明したが、ＹＳを１２００MPa 以上確保するために
は、熱間圧延後、恒温変態させた線材において、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、他の強化元素との組合わせ、
および、添加量を決定し、鋼の化学成分を構成する必要
がある。Although the chemical composition of the steel of the present invention has been described above, in order to secure YS of 1200 MPa or more, in the wire rod which has been subjected to the isothermal transformation after hot rolling, TS
Should be at least 1400MPa or higher,
Considering this, the C content and the combination with other strengthening elements,
And, it is necessary to determine the addition amount and configure the chemical composition of steel.

【００３８】そして、本発明の鋼は、前述した化学成分
を主体とするものであるが、面積率８０％以上のパーラ
イト組織において、ＹＳ：１２００MPa 以上、ＴＳ：１
４００MPa 以上、および、伸び４．５％以上が確保され
る限りにおいて、他の化学成分も含有してもよいもので
あり、本発明の高強度圧延ＰＣ鋼棒の成分組成は、上記
化学成分と、残部鉄および不可避的不純物に限定される
ものではない。The steel of the present invention is mainly composed of the above-mentioned chemical components, but in the pearlite structure having an area ratio of 80% or more, YS: 1200 MPa or more, TS: 1
Other chemical components may be contained as long as 400 MPa or more and an elongation of 4.5% or more are secured, and the composition of the high-strength rolled PC steel rod of the present invention is the same as the above chemical composition. However, the balance is not limited to iron and inevitable impurities.

【００３９】例えば、ＰＣ鋼棒を機械加工して使用する
場合もあるので、被削性を付与するため、Ｐ，Ｓ，Ｔ
ｅ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ａｓ，Ｓｂ等を、機械的特性を損なわ
ない範囲で、適宜量添加してもよい。また、Ｃａ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭ等は組織を微細化し延性を向上させるため適
宜量添加してもよい。For example, since a PC steel bar may be machined and used in some cases, in order to impart machinability, P, S, T
You may add e, Se, Bi, As, Sb, etc. suitably amount in the range which does not impair mechanical characteristics. Also, Ca, M
g, REM and the like may be added in appropriate amounts in order to refine the structure and improve ductility.

【００４０】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。Next, a manufacturing method (manufacturing method of the present invention) for manufacturing the high strength rolled PC steel rod of the present invention will be described.

【００４１】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１２００MP
a 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。The manufacturing method of the present invention is characterized by a pearlite structure not subjected to heavy working such as wire drawing, and YS of 1200MP.
There is a point above. That is, the pearlite structure in the steel of the present invention has high ductility.

【００４２】前記のように、ＴＳを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１４００
MPa 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。As described above, even the DLP wire rod of hyper-eutectoid steel, which has secured TS of 1400 MPa or more, has a C content of 1.
Except when it is increased to 0% or more, it is difficult to set YS to 1200 MPa or more as it is. TS is 1400 in the actual wire rod with DLP applied to hyper-eutectoid steel.
In the case of MPa or more, the elongation is as low as about 7%, and when the stretching + bluing treatment is further applied, the ductility may be lowered due to age hardening.

【００４３】そこで、本発明者らは、上記課題を解決す
べく、恒温変態後、伸線加工を施さずに、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、かつ、伸びの低下を
約２％以下に抑えることができることを見い出した。Therefore, in order to solve the above-mentioned problems, the present inventors increased YS after the isothermal transformation, and after stretching + bluing treatment or heat stretching treatment without wire drawing. Then, the decrease in breaking elongation was examined. Then, YS is increased by about 100 MPa or more and elongation reduction is suppressed by about 2% or less by performing stretching + bluing treatment or heat stretching treatment on steel having a pearlite structure having a TS of 1400 MPa or more. I found that I could do it.

【００４４】以上のことから、Ｃ量が０．８％以上のＰ
Ｃ鋼棒においても、ＹＳ：１２００MPa 以上、ＴＳ：１
４００MPa 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。From the above, P containing 0.8% or more of C was obtained.
Also for C steel bar, YS: 1200 MPa or more, TS: 1
It has become possible to easily secure an elongation of 400 MPa or more and an elongation of 4.5% or more.

【００４５】次に、詳細に組織、および、製造条件につ
いて説明する。Next, the structure and manufacturing conditions will be described in detail.

【００４６】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、前記化学成分を満足するとともに、パーライト
組織が面積率で８０％以上存在することが必要であり、
本発明の製造方法においては、鋼材を熱間圧延し線材と
した後、もしくは、線材を再加熱した後、該線材に恒温
変態を施す必要がある。この恒温変態を４５０〜６５０
℃の温度で行い、面積率８０％以上のパーライト組織を
得る。パーライト組織の面積率が８０％未満であると、
所定のＴＳが得られない。The characteristic feature of the steel of the present invention is that it has a pearlite-based structure and a TS of 1400 MPa or more. For this purpose, it is necessary that the above chemical components are satisfied and that the pearlite structure is present in an area ratio of 80% or more.
In the production method of the present invention, it is necessary to subject the steel material to a constant temperature transformation after hot rolling it into a wire material or after reheating the wire material. This constant temperature transformation is 450-650
Performing at a temperature of ℃, to obtain a pearlite structure having an area ratio of 80% or more. When the area ratio of the pearlite structure is less than 80%,
The predetermined TS cannot be obtained.

【００４７】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８
０％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。それ故、恒温変態における保持温度は、４５０〜６
５０℃とする。In the isothermal transformation, if the holding temperature is less than 450 ° C., a large amount of bainite is produced, and pearlite 8
A desired TS cannot be obtained because a structure of 0% or more cannot be secured. On the other hand, if the holding temperature exceeds 650 ° C, the lamellar spacing becomes coarse and the strength of the pearlite structure decreases. Therefore, the holding temperature in the isothermal transformation is 450 to 6
Set to 50 ° C.

【００４８】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。前記の
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＋ブルーイング処
理”に係る条件は、１〜４％の歪みを付与し、その後、
２００〜５００℃の温度で５〜６００秒の時間、保定す
ることである。In order to increase YS, the wire rod is stretched to a plastic region and then subjected to a bluing treatment to remove the processing strain applied at this time. As described above, YS: 1200 MPa or more, elongation at break 4.5%
The conditions related to the "stretching + bluing treatment" that can secure the above are to give a strain of 1 to 4%, and then
Hold at a temperature of 200 to 500 ° C. for a time of 5 to 600 seconds.

【００４９】ストレッチングの付与する歪みが１％未満
では、ＹＳの上昇が図れない。一方、付与する歪みが４
％を超えると、破断伸び４．５％以上を確保できない。If the strain imparted by stretching is less than 1%, YS cannot be increased. On the other hand, the applied strain is 4
When it exceeds%, the breaking elongation of 4.5% or more cannot be secured.

【００５０】また、ブルーイング処理における熱処理温
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
ング処理における熱処理温度は、２００〜５００℃とす
る。If the heat treatment temperature in the bluing treatment is less than 200 ° C., diffusion of C is insufficient and dislocations are not fixed, so that YS cannot be increased by aging. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., the carbides become coarse and the ductility decreases. Therefore, the heat treatment temperature in the bluing treatment is 200 to 500 ° C.

【００５１】上記の適正な熱処理温度範囲であっても、
ヒートストレッチまたは予歪み後ブルーイング処理にお
ける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。Even within the appropriate heat treatment temperature range described above,
If the processing time in the heat stretching or bluing treatment after pre-strain is not appropriate, it becomes difficult to secure the desired YS and elongation. If the treatment time is less than 5 seconds, the diffusion of C is insufficient and the aging cannot increase YS.
On the other hand, even if the treatment is performed for more than 600 seconds, the effect of aging is saturated, so the upper limit of the treatment time is 600 seconds.

【００５２】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
チ処理を用いることができる。このヒートストレッチ処
理は、線材に、０．５〜６％の引張歪みを与えながら２
００〜５００℃の温度に加熱する処理である。In the manufacturing method of the present invention, heat stretching treatment can be used instead of "stretching + blueing treatment". This heat stretching treatment is applied to the wire while applying a tensile strain of 0.5 to 6%.
This is a treatment of heating to a temperature of 00 to 500 ° C.

【００５３】与える引張歪みが０．５％未満では、ＹＳ
の上昇を図ることができない。一方、引張歪みが６％を
超えると、破断伸び４．５％以上を確保することができ
ない。When the tensile strain applied is less than 0.5%, YS
Cannot be raised. On the other hand, when the tensile strain exceeds 6%, the breaking elongation of 4.5% or more cannot be secured.

【００５４】また、ヒートストレッチにおける熱処理温
度が、２００℃未満では、Ｃの拡散が不十分で、転位が
固着されないので、時効によるＹＳの上昇を図ることが
できない。一方、熱処理温度が５００℃を超えると、炭
化物が粗大化して延性が低下する。このため、ヒートス
トレッチにおける熱処理温度は、２００〜５００℃とす
る。If the heat treatment temperature in the heat stretching is less than 200 ° C., the diffusion of C is insufficient and dislocations are not fixed, so that it is impossible to increase YS due to aging. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., the carbides become coarse and the ductility decreases. Therefore, the heat treatment temperature in the heat stretch is 200 to 500 ° C.

【００５５】本発明の製造方法は、以上の条件の下で、
高強度圧延ＰＣ鋼棒において、ＹＳ：１２００MPa 以
上、ＴＳ：１４００MPa 以上、かつ、伸び４．５％以上
を確保することができるものである。そして、更に、本
発明の製造方法では、従来必要とされていた伸線工程を
省略し、加熱（オーステナイト化）→熱間圧延→恒温変
態→冷却→ストレッチング＋ブルーイング処理、また
は、加熱（オーステナイト化）→熱間圧延→恒温変態→
冷却→ヒートストレッチ処理のいずれかの各工程を経
て、高強度圧延ＰＣ鋼棒を、低コストで製造することが
可能となった。Under the above conditions, the manufacturing method of the present invention is
In the high-strength rolled PC steel bar, YS: 1200 MPa or more, TS: 1400 MPa or more, and elongation of 4.5% or more can be secured. Further, in the production method of the present invention, the conventionally required wire drawing step is omitted, and heating (austenitization) → hot rolling → isothermal transformation → cooling → stretching + bluing treatment or heating (austenizing). Austenite) → hot rolling → isothermal transformation →
It has become possible to manufacture a high-strength rolled PC steel bar at low cost through each step of cooling → heat stretch treatment.

【００５６】このようにして得た高強度ＰＣ鋼棒は、耐
食性向上の目的からアルミニウム、アルミニウム合金、
亜鉛、または亜鉛合金の少なくとも１種のメッキ処理が
行われ、表面にメッキ層を有する高強度圧延メッキＰＣ
鋼棒とする。本発明において、アルミニウム、アルミニ
ウム合金、亜鉛、または亜鉛合金の少なくとも１種のメ
ッキ処理に関し、溶融メッキ、電気メッキ、蒸着などに
より上記メッキ処理を施した材料の強度、延性、機械的
特性について調査した。その結果、前述したパーライト
鋼をストレッチ、ブルーイング処理後にメッキ処理した
場合、本発明の目的とする諸特性が得られることを知見
した。なお、溶融メッキの場合にはブルーイング温度よ
りメッキ浴の温度が高いとＰＣ鋼棒の強度低下と延性低
下を招くこともあるが、本発明で規定した成分範囲で焼
入れ性を上昇させ、パーライトのラメラー間隔を制御す
ることによって各種特性を満足させることができる。The high-strength PC steel rod thus obtained is made of aluminum, aluminum alloy,
High-strength rolling-plated PC that has been plated with at least one of zinc or zinc alloy and has a plating layer on the surface
Use a steel rod. In the present invention, at least one kind of plating treatment of aluminum, aluminum alloy, zinc, or zinc alloy was conducted, and the strength, ductility, and mechanical properties of the material subjected to the above-mentioned plating treatment by hot dipping, electroplating, vapor deposition, etc. were investigated. . As a result, it has been found that when the above-mentioned pearlite steel is subjected to a stretch treatment and a bluing treatment and then a plating treatment, various characteristics which are the objects of the present invention are obtained. In the case of hot dip plating, if the temperature of the plating bath is higher than the bluing temperature, the strength and ductility of the PC steel bar may decrease, but the hardenability is increased within the range of the components specified in the present invention, and pearlite It is possible to satisfy various characteristics by controlling the lamellar spacing of.

【００５７】なお、本発明においては上記メッキ処理の
際の成分組成或いはメッキ方法は特定の方法に限定され
るものではなく、アルミニウム或いはアルミニウム合金
メッキ、亜鉛メッキ或いは亜鉛合金メッキにおいては、
溶融メッキ、電気メッキ、蒸着などのメッキ方法を適宜
選択してメッキ処理を施す。代表的なアルミニウム或い
はアルミニウム合金メッキ処理としては、Ａｌ−Ｚｎ，
Ａｌ−Ｓｉ，Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉ系の合金メッキが好まし
い。また、亜鉛或いは亜鉛合金メッキ処理としては、Ｚ
ｎ−Ｆｅ，Ｚｎ−Ｎｉ，Ｚｎ−Ｃｒ，Ｚｎ−Ｍｎ，Ｚｎ
−Ｍｇ系の合金メッキが好ましい。なお、耐食性をさら
に向上させるために上記合金にＭｇを添加してもよい。
特に、亜鉛或いは亜鉛合金メッキを施すと水素の拡散係
数が低いために外部環境から鋼中への水素の浸入を抑制
するという効果もある。また、上記メッキ層の厚さは数
μｍ程度でメッキ特性（耐剥離性、密着性）を確保する
ことができる。In the present invention, the component composition or the plating method in the above plating treatment is not limited to a specific method, and in the case of aluminum or aluminum alloy plating, zinc plating or zinc alloy plating,
A plating method such as hot dipping, electroplating, or vapor deposition is appropriately selected and plating is performed. As a typical aluminum or aluminum alloy plating treatment, Al--Zn,
Al-Si and Al-Zn-Si based alloy plating is preferable. For zinc or zinc alloy plating, Z
n-Fe, Zn-Ni, Zn-Cr, Zn-Mn, Zn
-Mg-based alloy plating is preferred. Note that Mg may be added to the above alloy in order to further improve the corrosion resistance.
In particular, when zinc or a zinc alloy plating is applied, the diffusion coefficient of hydrogen is low, so that there is also an effect of suppressing the infiltration of hydrogen into the steel from the external environment. Further, the thickness of the plating layer is about several μm so that the plating characteristics (peeling resistance and adhesion) can be secured.

【００５８】[0058]

【実施例】＜実施例１＞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
材をストレッチングした後にブルーイング処理し電気、
溶融、蒸着にてアルミメッキを実施した。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
わせ方により測定した。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Ｅｌが４．５％以上を満足した。Example 1 A slab of the chemical composition shown in Table 1 was heated and then hot rolled to carry out DLP. After that, the wire is stretched and then bluing-processed to produce electricity,
Aluminum plating was performed by melting and vapor deposition. Table 2 shows manufacturing conditions and material characteristics. The elongation in the tensile test was measured by the method of butting. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope. In the steels T1 to T12 of the steels of the present invention, TS was 1400 MPa or more, YS was 1200 MPa or more, and El was 4.5% or more.

【００５９】本発明では遅れ破壊やリラクゼーションお
よび省略するが、例えば鋼Ｃでは遅れ破壊特性をＦＩＰ
試験により実施し１４２０MPa ×０．７の荷重を付与し
２０hr以上もち良好であった。リラクゼーション試験は
１８０℃の高温リラクゼーションで評価し、１４２０MP
a ×０．７の荷重で２０％以下であった。アルミメッキ
の耐食試験は塩水噴霧５０００hrで実施し通常のアルミ
メッキと違いはなかった。In the present invention, delayed fracture, relaxation and omission are omitted. For example, in steel C, delayed fracture characteristics are FIP.
The test was conducted, and a load of 1420 MPa × 0.7 was applied, and the test was good for 20 hours or more. Relaxation test evaluated by high temperature relaxation of 180 ℃, 1420MP
It was 20% or less under the load of a × 0.7. The corrosion resistance test of aluminum plating was carried out with a salt spray of 5000 hr, and there was no difference from normal aluminum plating.

【００６０】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Ｙ
Ｓ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。Since the steels H1 to H3 are not suitable steel components, the mechanical properties could not be secured. Steel H1 has a small amount of C and cannot obtain a predetermined strength. Steel H2 contained a large amount of C and had reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of Si added is large and the ductility is reduced. Steels H4 to H8 do not have proper manufacturing conditions and cannot obtain material characteristics. Steel H4 had a low isothermal transformation temperature and did not satisfy the pearlite fraction of 80% or more, so that the strength thereof decreased. Further, Steel H5 is an example in which the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. Steel H6 has a small amount of pre-strain Y
The predetermined strength of S cannot be obtained. Steel H7 is an example in which the predetermined strength of YS cannot be obtained because the bluing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and its ductility decreased due to age hardening.

【００６１】以下本発明の実施例について説明する。表
１の化学成分の鋳片を加熱後熱間圧延し、ＤＬＰを実施
した。その後該線材をストレッチングした後にブルーイ
ング処理し電気亜鉛メッキを実施した。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
せ方により測定した。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Ｅｌが４．５％以上を満足した。Examples of the present invention will be described below. The slabs having the chemical composition shown in Table 1 were heated and then hot-rolled to carry out DLP. After that, the wire rod was stretched and then subjected to bluing treatment and electrogalvanized. Table 2 shows manufacturing conditions and material characteristics. The elongation in the tensile test was measured by the method of butting. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope. In the steels T1 to T12 of the steels of the present invention, TS was 1400 MPa or more, YS was 1200 MPa or more, and El was 4.5% or more.

【００６２】本発明では遅れ破壊やリラクゼーションお
よび省略するが、例えば鋼Ｃでは遅れ破壊特性をＦＩＰ
試験により実施し１４２０MPa ×０．７の荷重を付与し
２０hr以上もち良好であった。リラクゼーション試験は
１８０℃の高温リラクゼーションで評価し、１４２０MP
a ×０．７の荷重で２０％以下であった。亜鉛メッキの
耐食試験は塩水噴霧５０００hrで実施し通常の亜鉛メッ
キと違いはなかった。In the present invention, delayed fracture, relaxation and omission are omitted. For example, in steel C, delayed fracture characteristics are FIP.
The test was conducted, and a load of 1420 MPa × 0.7 was applied, and the test was good for 20 hours or more. Relaxation test evaluated by high temperature relaxation of 180 ℃, 1420MP
It was 20% or less under the load of a × 0.7. The galvanizing corrosion resistance test was carried out with a salt spray of 5000 hr, and there was no difference from normal galvanizing.

【００６３】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Ｙ
Ｓ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。Since the steels H1 to H3 are not suitable steel components, the mechanical properties could not be secured. Steel H1 has a small amount of C and cannot obtain a predetermined strength. Steel H2 contained a large amount of C and had reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of Si added is large and the ductility is reduced. Steels H4 to H8 do not have proper manufacturing conditions and cannot obtain material characteristics. Steel H4 had a low isothermal transformation temperature and did not satisfy the pearlite fraction of 80% or more, so that the strength thereof decreased. Further, Steel H5 is an example in which the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. Steel H6 has a small amount of pre-strain Y
The predetermined strength of S cannot be obtained. Steel H7 is an example in which the predetermined strength of YS cannot be obtained because the bluing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and its ductility decreased due to age hardening.

【００６４】以下本発明の実施例について説明する。表
１の化学成分の鋳片を加熱後熱間圧延し、ＤＬＰを実施
した。その後該線材をストレッチングした後にブルーイ
ング処理した。製造条件および材質特性を表２に示す。
引張り試験での伸びは突き合わせ方により測定した。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Ｅｌが４．５％以上
を満足した。Examples of the present invention will be described below. The slabs having the chemical composition shown in Table 1 were heated and then hot-rolled to carry out DLP. Then, the wire was stretched and then subjected to bluing treatment. Table 2 shows manufacturing conditions and material characteristics.
The elongation in the tensile test was measured by the method of butting. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope.
Steels T1 to T12 of the present invention satisfied TS of 1400 MPa or more, YS of 1200 MPa or more, and El of 4.5% or more.

【００６５】ＰＣ鋼棒に要求される材質特性として遅れ
破壊やリラクゼーションがあげられる。本発明では省略
するが、例えば鋼Ｃでは遅れ破壊特性をＦＩＰ試験によ
り実施し１４２０MPa ×０．７の荷重を付与し２０hr以
上もち良好であった。また、リラクゼーション試験は１
８０℃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。Delayed fracture and relaxation are examples of material properties required for PC steel rods. Although omitted in the present invention, for example, in steel C, the delayed fracture property was tested by the FIP test, a load of 1420 MPa × 0.7 was applied, and it was good for 20 hours or more. Also, the relaxation test is 1
Evaluated by high temperature relaxation at 80 ℃, 1420MPa
It was 20% or less under a load of × 0.7.

【００６６】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Ｙ
Ｓ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。Since the steels H1 to H3 are not suitable steel components, the mechanical properties could not be secured. Steel H1 has a small amount of C and cannot obtain a predetermined strength. Steel H2 contained a large amount of C and had reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of Si added is large and the ductility is reduced. Steels H4 to H8 do not have proper manufacturing conditions and cannot obtain material characteristics. Steel H4 had a low isothermal transformation temperature and did not satisfy the pearlite fraction of 80% or more, so that the strength thereof decreased. Further, Steel H5 is an example in which the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. Steel H6 has a small amount of pre-strain Y
The predetermined strength of S cannot be obtained. Steel H7 is an example in which the predetermined strength of YS cannot be obtained because the bluing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and its ductility decreased due to age hardening.

【００６７】[0067]

【表１】 [Table 1]

【００６８】[0068]

【表２】 [Table 2]

【００６９】＜実施例２＞実施例１の表１に記載の化学
成分の鋳片を加熱後熱間圧延し、ＤＬＰを実施した。そ
の後該線材をストレッチングした後にブルーイング処理
し電気亜鉛メッキ、蒸着を実施した。また、溶融メッキ
はブルーイング処理を兼ねて実施した。製造条件および
材質特性を表３に示す。引張り試験での伸びは突き合わ
せ方により測定した。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Ｅｌが４．５％以上を満足した。Example 2 A slab having the chemical composition shown in Table 1 of Example 1 was heated and then hot rolled to carry out DLP. After that, the wire was stretched and then subjected to bluing treatment, electrogalvanizing and vapor deposition. The hot dip plating was also performed as a bluing treatment. Table 3 shows manufacturing conditions and material characteristics. The elongation in the tensile test was measured by the method of butting. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope. In the steels T1 to T12 of the steels of the present invention, TS was 1400 MPa or more, YS was 1200 MPa or more, and El was 4.5% or more.

【００７０】本発明では遅れ破壊やリラクゼーションお
よび省略するが、例えば鋼Ｃでは遅れ破壊特性をＦＩＰ
試験により実施し１４２０MPa ×０．７の荷重を付与し
２０hr以上もち良好であった。リラクゼーション試験は
１８０℃の高温リラクゼーションで評価し、１４２０MP
a ×０．７の荷重で２０％以下であった。亜鉛メッキを
施した線材の耐食試験は塩水噴霧５０００hrで実施し通
常の亜鉛メッキと違いはなかった。In the present invention, delayed fracture, relaxation, and omission are omitted. For example, in steel C, delayed fracture characteristics are FIP.
The test was conducted, and a load of 1420 MPa × 0.7 was applied, and the test was good for 20 hours or more. Relaxation test evaluated by high temperature relaxation of 180 ℃, 1420MP
It was 20% or less under the load of a × 0.7. The corrosion resistance test of the galvanized wire rod was carried out with a salt spray of 5000 hr, and there was no difference from normal galvanization.

【００７１】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Ｙ
Ｓ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。Since the steels H1 to H3 are not suitable steel components, the mechanical properties could not be secured. Steel H1 has a small amount of C and cannot obtain a predetermined strength. Steel H2 contained a large amount of C and had reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of Si added is large and the ductility is reduced. Steels H4 to H8 do not have proper manufacturing conditions and cannot obtain material characteristics. Steel H4 had a low isothermal transformation temperature and did not satisfy the pearlite fraction of 80% or more, so that the strength thereof decreased. Further, Steel H5 is an example in which the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. Steel H6 has a small amount of pre-strain Y
The predetermined strength of S cannot be obtained. Steel H7 is an example in which the predetermined strength of YS cannot be obtained because the bluing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and its ductility decreased due to age hardening.

【００７２】[0072]

【表３】 [Table 3]

【００７３】[0073]

【発明の効果】本発明によるとＰＣ鋼棒表面にアルミニ
ウム、アルミニウム合金、亜鉛または亜鉛合金メッキの
いずれか１種を施すことにより耐食性に優れた高強度圧
延ＰＣ鋼棒を得ることができる。According to the present invention, a high-strength rolled PC steel rod excellent in corrosion resistance can be obtained by plating the surface of the PC steel rod with any one of aluminum, aluminum alloy, zinc and zinc alloy plating.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 杉丸 聡 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 大羽 浩 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA06 AA07 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA02 CF01 CF02 CG01 CH04 CM01    ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continued front page    (72) Inventor Satoshi Sugimaru             1 Kimitsu, Kimitsu-shi, Chiba Nippon Steel shares             Company Kimitsu Works (72) Inventor Hiroshi Oha             1 Kimitsu, Kimitsu-shi, Chiba Nippon Steel shares             Company Kimitsu Works F-term (reference) 4K032 AA01 AA02 AA06 AA07 AA08                       AA11 AA12 AA14 AA16 AA19                       AA22 AA23 AA31 AA32 AA35                       AA36 AA40 BA02 CF01 CF02                       CG01 CH04 CM01

Claims (10)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．８〜１．３％を含有
し、パーライト面積率が８０％以上の鋼からなり、ＹＳ
（０．２％耐力）が１２００MPa 以上、ＴＳが１４００
MPa 以上で、かつ伸びが４．５％以上を有し、かつ表面
にメッキ層を有することを特徴とする高強度圧延メッキ
ＰＣ鋼棒。1. A YS alloy containing C: 0.8 to 1.3% by mass and having a pearlite area ratio of 80% or more.
(0.2% proof stress) is 1200MPa or more, TS is 1400
A high-strength roll-plated PC steel rod, which has a MPa or more, an elongation of 4.5% or more, and a plating layer on the surface. 【請求項２】 前記メッキＰＣ鋼棒が、更に、質量％
で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、およびＭｎ：０．２５
〜２．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の
高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。2. The plated PC steel bar further comprises% by mass.
And Si: 0.10 to 2.5%, and Mn: 0.25
The high-strength roll-plated PC steel rod according to claim 1, characterized in that it contains ??? 【請求項３】 前記メッキＰＣ鋼棒が、更に、質量％
で、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０
５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：
０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．００２〜０．５
％、および、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の少なくとも
１種以上を含むを含有することを特徴とする請求項１ま
たは２記載の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。3. The plated PC steel bar further comprises% by mass.
And, Al: 0.05% or less, Ti: 0.005-0.0
5%, Ca: 0.0005 to 0.005%, REM:
0.0005-0.005%, V: 0.002-0.5
%, And Nb: 0.005-0.1% at least one or more are contained, The high strength rolled plated PC steel rod according to claim 1 or 2, characterized in that 【請求項４】 前記メッキＰＣ鋼棒が、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％、およびＭｏ：０．０５〜１．０％の少なく
とも１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３
の何れかの項に記載の高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。4. The plated PC steel rod further comprises% by mass.
B: 0.0005 to 0.01%, Cr: 0.05 to
2.0%, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05
To 1.0%, and Mo: 0.05 to 1.0%, at least one or more kinds being contained.
The high-strength rolled plated PC steel rod according to any one of 1. 【請求項５】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高強
度圧延メッキＰＣ鋼棒のメッキ層が、アルミニウム、ア
ルミニウム合金、亜鉛、亜鉛合金の何れか１種であるこ
とを特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒。5. The plating layer of the high-strength rolled-plated PC steel rod according to claim 1, wherein the plating layer is any one of aluminum, aluminum alloy, zinc, and zinc alloy. High strength rolled plated PC steel rod. 【請求項６】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高強
度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、
オーステナイト領域まで加熱し、熱間圧延することによ
り線材とし、次いで、４５０〜６５０℃の温度で恒温変
態を施し、更に、１〜４％の歪みを付与し、その後、２
００〜５００℃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高強度圧延メッキ
ＰＣ鋼棒の製造方法。6. A steel slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4, which is related to the high strength rolled plated PC steel rod,
A wire is obtained by heating to an austenite region and hot rolling, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C., and further imparted with a strain of 1 to 4%, and then 2
A method for producing a high-strength roll-plated PC steel bar, which comprises subjecting a bluing treatment to a temperature of 00 to 500 ° C for a holding time of 5 to 600 seconds. 【請求項７】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高強
度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、
オーステナイト領域まで加熱し、熱間圧延することによ
り線材とし、次いで、４５０〜６５０℃の温度で恒温変
態を施し、更に、２００〜５００℃の温度および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
ことを特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方
法。7. A steel slab having a composition according to any one of claims 1 to 4, which is related to the high-strength rolled plated PC steel rod,
A wire is obtained by heating to an austenite region and hot rolling, and then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C, and further at a temperature of 200 to 500 ° C and 0.5.
A method for producing a high-strength roll-plated PC steel rod, which comprises subjecting a heat-stretching treatment to a tensile strain of 6%. 【請求項８】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高強
度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線材を、
オーステナイト領域まで再加熱し、その後冷却し、４５
０〜６５０℃の温度で恒温変態を施し、更に、１〜４％
の歪みを付与し、その後、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
特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方法。8. A wire rod having the composition according to any one of claims 1 to 4, which is related to the high-strength rolled plated PC steel rod,
Reheat to austenite region, then cool, 45
Perform isothermal transformation at a temperature of 0 to 650 ° C, and further 1 to 4%
Strain, and then 5 at a temperature of 200-500 ° C.
A method for producing a high-strength rolled plated PC steel rod, which comprises subjecting a bluing treatment to a holding time of up to 600 seconds. 【請求項９】 請求項１〜４の何れかの項に記載の高強
度圧延メッキＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する線材を、
オーステナイト領域まで再加熱し、その後冷却し、４５
０〜６５０℃の温度で恒温変態を施し、更に、２００〜
５００℃の温度および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高強度圧
延メッキＰＣ鋼棒の製造方法。9. A wire rod having a composition according to any one of claims 1 to 4, which is related to the high-strength rolled-plated PC steel rod,
Reheat to austenite region, then cool, 45
Isothermal transformation is performed at a temperature of 0 to 650 ° C., and further 200 to
A method for producing a high-strength roll-plated PC steel bar, which comprises performing a heat stretching treatment at a temperature of 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. 【請求項１０】 請求項６〜９の何れかの項に記載のヒ
ートストレッチング処理またはブルーイング処理後に、
更にＰＣ鋼棒表面にアルミニウム、アルミニウム合金、
亜鉛、亜鉛合金の何れか１種のめっき処理を施すことを
特徴とする高強度圧延メッキＰＣ鋼棒の製造方法。10. After the heat stretching treatment or bluing treatment according to any one of claims 6 to 9,
Furthermore, aluminum, aluminum alloy,
A method for producing a high-strength rolled-plated PC steel rod, which comprises subjecting one of zinc and a zinc alloy to a plating treatment.