JP2004052033A

JP2004052033A - Button headed high-strength rolled prestressed concrete steel bar and method for manufacturing the same

Info

Publication number: JP2004052033A
Application number: JP2002210069A
Authority: JP
Inventors: Hajime Ishikawa; 石川　肇; Tsugunori Nishida; 西田　世紀; Hiroshi Oba; 大羽　浩
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-07-18
Filing date: 2002-07-18
Publication date: 2004-02-19

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a PC (prestressed concrete) steel bar used for concrete poles, concrete piles, etc., and more particularly a PC steel bar having button heads. <P>SOLUTION: The high-strength rolled PC steel bar which is steel containing 0.8 to 1.3 C, has a pearlite area rate of ≥80%, YS (0.2% yield strength) of ≥1,200 MPa, TS of ≥1,400 MPA, and elongation of ≥4.5%, is button headed, and has a difference between the maximum hardness and minimum hardness of ≤70 Hv and the method for manufacturing the same are provided. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

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られるＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼棒とその製造方法であり、特に、ボタンヘッドを有する高強度圧延ＰＣ鋼棒とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
コンクリートポール並びに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並びにコンクリートパイルそのものの強度を高めたＰＣポール、ＰＣパイルがある。これらは以下に説明するような方法で製造されている。
【０００３】
先ず、円周上に並列に配したＰＣ鋼材に軟鋼線を螺旋状に巻き付けた（以下「螺旋筋」という）後、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」という）を製造する。次いで、この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。更に、上記型枠内にコンクリートを注入し、注入したコンクリートが固化した後に、ＰＣ鋼材の緊張力を解除する。この解除と同時に、コンクリートに圧縮力が付与されて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されるＰＣ鋼材の代表的なものとして、ＪＩＳ　Ｇ３１３７に代表されるＰＣ鋼棒と、ＪＩＳ　Ｇ３５３６に代表されるＰＣ鋼線を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ものである。この焼入れ・焼戻しによりＪＩＳ　Ｇ３１３７（Ｄ種）で規定される１４２０ＭＰａ　以上の引張強度（ＴＳ）を確保できることがこれ迄に報告されている。また、例えば、特開平３−１５１４４５号公報には、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に、Ｓｉ量を低減し、Ｍｏを添加したＰＣ鋼棒に、焼入れ・焼戻しを施して、ＴＳを１４２０ＭＰａ　以上の高強度のＰＣ鋼棒を製造することが開示されている。
【０００５】
これらのＰＣ鋼棒は、通常、焼入れ・焼戻しによって製造されるので、組織が、焼戻しマルテンサイト組織となり、その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。例えば、「鉄と鋼」ｖｏｌ．８１　（１９９５），　ｐ１６２５には、１４２０ＭＰａ　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ことが開示されている。
【０００６】
一方、焼戻しマルテンサイト組織以外の組織からなるＰＣ鋼棒として、熱間圧延材を冷間加工後、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、鋳片を熱間圧延して製造した線材に、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が１２００ＭＰａ　以下のＰＣ鋼棒を製造しうることが開示されている。
【０００７】
この圧延ＰＣ鋼棒においては、一様伸びが高いなどの優れた点がある一方で、ＹＳが１１００ＭＰａ　以下であり、高強度化が十分図られていないという問題がある。
【０００８】
更に、上述した補強体を構成するＰＣ鋼材の両端を固定して引張強さの７０％前後の応力で緊張する場合、ボタンヘッドによる固定とネジによる締め付けにより応力が付与され、その後、型枠内にコンクリートを注入し遠心締め固めする際に、従来方法では、ボタンヘッド加工を誘導加熱などにより再加熱するために伸線などにより上昇させた強度が低下して疲労破壊を起こしてボタンヘッドが破損する、所謂、頭飛びが発生するという問題がある。このため、より高強度で耐遅れ破壊特性の優れ、かつ頭飛びの起こらず安定してコンクリート打設できるＰＣ鋼棒とその製造方法が求められている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、引張強度（ＴＳ）が１４００ＭＰａ　以上を有する高強度で、かつ高延性の圧延ＰＣ鋼棒と、ＰＣ鋼棒をパテンティング後、伸線工程を経ずにヒートストレッチング、ブルーイングなどの時効処理により安価で、かつコンクリートの遠心締固め時にも頭飛びを防止し、安定してコンクリート打設できるボタンヘッドを有する高強度圧延ＰＣ鋼棒とその製造方法を提供するものである。
【００１０】
【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を施したパーライト鋼は、引張強度（ＴＳ）に対して降伏強度（ＹＳ）が低く１２００ＭＰａ　に満たない。そこで、本発明者らは、上記課題の解決において、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）の態様を機械的性質との関係について鋭意検討を行った。その結果、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ング、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）：１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）：１４００ＭＰａ　以上、かつ伸び：４．５％以上という基本特性を得ることができることを知見した。
【００１１】
例えば、ＰＣ鋼棒或いはＰＣ鋼線でボタンヘッド加工をする場合、最終段階で誘導加熱などによりボタンヘッド加工することが多い。この場合、ボタンヘッド部以外の部分が熱影響を受けて軟化する。このような線材を用いて籠を造りパイルを製造するためにコンクリートの遠心締固めをすると疲労破壊により頭飛びを起こす場合がある。このため誘導加熱等を行わずにボタンヘッド加工を実施し、硬さ変化の少ない均一な組織にする必要がある。恒温変態前にボタンヘッド加工を施すことによりボタンヘッド部やその近傍では均一なパーライト組織となり強度に大きな変化が見られないことを知見した。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものでその要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．８〜１．３％を含有するパーライト面積率が８０％以上を有し、かつ降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）が１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）が１４００ＭＰａ　以上、伸びが４．５％以上で、更に、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。
（２）前記ＰＣ鋼棒が、更に、質量％で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、Ｍｎ：０．２５〜２．０％を含有することを特徴とする請求項１記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。
（３）前記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：０．００５〜０．０５％、および、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。
（４）前記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：０．０５〜０．５０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかの項に記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。
（５）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、引続き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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
（６）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、引続き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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
（７）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで加熱し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
（８）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
（９）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、その後、直ちに切断し、ボタンヘッド加工またはネジ加工を施し、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２００〜６５０℃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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
（１０）上記（１）〜（４）の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、その後、直ちに切断し、ボタンヘッド加工またはネジ加工を施し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１３】
【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。
【００１４】
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　：　１２００ＭＰａ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。
【００１５】
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。
【００１６】
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、高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。
【００１７】
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、Ｐは不純物元素であり、極力低減することが望ましい。
【００１８】
Ｓも、Ｐと同様に、粒界に偏析し、粒界脆化を起こし易くす元素であるので、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。
【００１９】
次に、本発明の鋼が含有する選択元素について説明する。
【００２０】
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、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏのうちの１種または２種以上を添加する。
【００２１】
Ａｌは、微細な　Ａｌ_２Ｏ_３　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　Ａｌ_２Ｏ_３　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。
【００２２】
Ｔｉは、ＴｉＯ_２　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。
【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、鋼の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％未満の添加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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【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％を超て添加すると、Ｆｅ_２３Ｂ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。
【００２９】
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、Ｃｕ添加量の上限を　１．０％とする。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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　：　１４００ＭＰａ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。
【００３４】
例えば、ＰＣ棒鋼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、Ｔｅ、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、Ｍｇ、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。
【００３５】
次に、本発明の高強度圧延ＰＣ鋼棒を製造する製造方法について説明する。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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、ストレッチイング＋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。
【００３９】
以上のことから、Ｃ量が　０．８％以上のＰＣ棒鋼においても、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。
【００４０】
次に、詳細に組織、および、製造条件について説明する。
【００４１】
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。
【００４２】
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。それ故、恒温変態における保持温度は、４５０〜６５０℃とする。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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２００〜５００℃の温度に加熱する処理である。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
ボタンヘッド加工部が均一組織でかつ７０Ｈｖ以内について述べる。図１は、ボタンヘッド加工を施したＰＣ鋼棒の一部拡大図である。図２に従来の誘導加熱によるボタンヘッド加工部の硬度と本発明のボタンヘッド加工の硬度を示す。前述したように従来法ではボタンヘッド部が再加熱されるため母材組織が変化する。
特にヘッド部の付け根の母材部が軟化すると遠心締固め時に疲労破壊により頭飛びを発生する。そのため母材に対して３０Ｈｖ以内に押さえ均一組織とすることがよい。また、パーライト強度はラメラー間隔に依存することが知られているが、従来法で用いられる局所加熱（抵抗加熱など）と比較して本発明では恒温変態させるため（ソルトなど）母材とボタンヘッド部のラメラー間隔に大きな差が生じにくい。
【００５２】
また、本発明の製造方法では加熱（オーステナイト化）→熱間圧延→ボタンヘッド加工→恒温変態→冷却→ストレッチング＋ブルーイング処理などの工程をボタンヘッドやネジ加工を施した頭飛び防止型高強度圧延ＰＣ鋼棒を製造することを可能とした。
【００５３】
なお、具体的なボタンヘッド加工については言及しないがボタンヘッドは通常の加工機がよい。本発明はボタンヘッド加工としたが母材にたいして均一な組織を作るものであれば他の分野にも適用できる。例えばネジを母材と同じ組織にしたい場合にも適用できる。この場合ネジ加工は転造などがよい。
【００５４】
【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。ボタンヘッド部の頭飛びに関しては６本で籠を造りコンクリートを遠心締固めし調査した。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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。Ｈ９は表１の鋼１６の成分の鋳片を１３ｍｍに熱間圧延し恒温変態を実施した。その後１３は７ｍｍまで減面率約２０％で伸線しストレッチイングとブルーイング処理をした。その後誘導加熱でボタンヘッドを製造した。そのため硬さの差が７０Ｈｖ以上となり頭飛びが発生した。
【００５７】
【表１】

【表２】

【００５８】
【発明の効果】
本発明は、引張強度（ＴＳ）が１４００ＭＰａ　以上の高強度、高延性を有するボタンヘッドの付いた高強度圧延ＰＣ鋼棒を安価に製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ボタンヘッド加工を施したＰＣ鋼棒の一部拡大図である。
【図２】ボタンヘッド加工部の硬さ分布を示す図。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a PC (prestressed concrete) steel rod used for a concrete pole, a concrete pile, and the like, and a method for producing the same, and particularly to a high-strength rolled PC steel rod having a button head and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
As concrete poles and concrete piles, there are PC poles and PC piles which increase the strength of concrete poles and concrete piles themselves by applying a compressive force to concrete for improving rigidity and bending strength and preventing cracks. These are manufactured by the method described below.
[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 muscle"), and then the intersection of the PC steel material and the spiral muscle is fixed, and cylindrical cage piece type reinforcement is performed. A body (hereinafter referred to as a "reinforcement body") is manufactured. Next, the reinforcing member is introduced into a mold to fix both ends of the PC steel material constituting the reinforcing member, and is tensioned with a stress of about 70% of the tensile strength. Further, concrete is poured into the formwork, and after the poured concrete is solidified, the tension of the PC steel is released. Simultaneously with this release, a compressive force is applied to the concrete to produce a PC pole or a PC pile.
[0004]
Typical examples of the PC steel material used for such a concrete structure include a PC steel rod represented by JIS G3137 and a PC steel wire represented by JIS G3536. PC steel bars are manufactured by quenching and tempering steel bars that have been hot-rolled and then air-cooled. It has been reported that the quenching / tempering can secure a tensile strength (TS) of 1420 MPa or more specified in JIS G3137 (D class). Further, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-151445 discloses that in order to improve spot weldability and relaxation properties, a PC steel rod with a reduced amount of Si and added with Mo is subjected to quenching and tempering to reduce TS. It is disclosed to manufacture a high-strength PC steel rod of 1420 MPa or more.
[0005]
Since these PC steel bars are usually manufactured by quenching and tempering, the structure becomes a tempered martensite structure, which makes it difficult to secure uniform elongation and delayed fracture resistance. For example, "Iron and steel" vol. 81 (1995), pp. 1625, discloses that a PC steel rod having a tempered martensite structure of 1420 MPa or more deteriorates delayed fracture resistance.
[0006]
On the other hand, as a PC steel rod having a structure other than the tempered martensite structure, a rolled PC steel rod obtained by subjecting a hot-rolled material to cold working and then performing a bluing treatment is provided.
Regarding this rolled PC steel bar, "Prestressed concrete" vol. 13 (1971) p. No. 52 discloses that a steel rod having a TS of 1200 MPa or less can be produced by subjecting a wire rod produced by hot rolling a slab to stretching and bluing treatment.
[0007]
While this rolled PC steel bar has excellent points such as high uniform elongation, it has a problem that YS is 1100 MPa or less and high strength is not sufficiently achieved.
[0008]
Further, when both ends of the PC steel material constituting the above-described reinforcing member are fixed and tension is applied with a stress of about 70% of the tensile strength, stress is applied by fixing with the button head and tightening with the screw, and then the In the conventional method, when concrete is poured into the concrete and centrifugally compacted, the strength increased by drawing, etc. to reheat the button head processing by induction heating etc. decreases, causing fatigue failure and breaking the button head That is, there is a problem that a so-called head jump occurs. Therefore, there is a need for a PC steel rod having higher strength, excellent delayed fracture resistance, and capable of stably placing concrete without head jump, and a method of manufacturing the same.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention relates to a high-strength and high-ductility rolled PC steel rod having a tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, and heat-stretching, bluing, etc., without patenting, after patenting the PC steel rod. The present invention provides a high-strength rolled PC steel rod having a button head which is inexpensive by the aging treatment, prevents head jumping even during centrifugal compaction of the concrete, and can stably cast concrete, and a method for producing the same.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
Usually, the pearlite steel subjected to the patenting treatment after the hot rolling has a low yield strength (YS) with respect to the tensile strength (TS) and is less than 1200 MPa. In view of the above, in order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have intensively studied the aspect of the pearlite structure (granular pearlite structure) not subjected to the drawing process with respect to the mechanical properties. As a result, if a pearlite structure with an area ratio of 80% or more is obtained by constant temperature transformation, only aging treatment such as heat stretching and bluing is performed, yield strength (YS: 0.2% proof stress): 1200 MPa or more, tensile strength (TS): It was found that basic characteristics of 1400 MPa or more and elongation: 4.5% or more can be obtained.
[0011]
For example, when processing a button head using a PC steel rod or a PC steel wire, the button head processing is often performed by induction heating or the like in the final stage. In this case, portions other than the button head portion are softened by the influence of heat. When concrete is centrifugally compacted in order to manufacture a pile using such a wire rod and produce a pile, a head jump may occur due to fatigue fracture. For this reason, it is necessary to perform button head processing without performing induction heating or the like to obtain a uniform structure with little change in hardness. It was found that by performing the button head processing before the isothermal transformation, a uniform pearlite structure was formed in the button head portion and its vicinity, and no significant change in strength was observed.
[0012]
The present invention has been made based on the above findings, and the gist is as follows.
(1) In terms of mass%, the area ratio of pearlite containing C: 0.8 to 1.3% is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, and the tensile strength ( TS) having a button head of 1400 MPa or more, an elongation of 4.5% or more, and a difference between a maximum hardness and a minimum hardness of 70 Hv or less.
(2) The button according to claim 1, wherein the PC steel rod further contains, by mass%, Si: 0.10 to 2.5% and Mn: 0.25 to 2.0%. High strength rolled PC steel bar with head.
(3) The PC steel rod further has a mass%
Al: 0.05% or less,
Ti: 0.005 to 0.05%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
REM: 0.0005-0.005%,
V: 0.005 to 0.05%, and
Nb: 0.005 to 0.1%,
The high-strength rolled PC steel bar provided with a button head according to

claim

1 or 2, comprising one or more of the following.
(4) The PC steel rod further has a mass%
B: 0.0005 to 0.01%,
Cr: 0.05 to 2.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%, and
Mo: 0.05 to 0.50%,
The high-strength rolled PC steel bar provided with the button head according to any one of claims 1 to 3, which comprises one or more of the following.
(5) A steel slab having a component composition related to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is reheated to an austenite region temperature, and subsequently hot rolled. The wire is then subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C., and a strain of 1 to 4% is given. Thereafter, a bluing treatment is performed at a temperature of 200 to 500 ° C. for a retention time of 5 to 600 seconds. By applying, the pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel bar is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400 MPa or more, and the elongation is 4.5% or more. A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein a difference between a maximum hardness and a minimum hardness is 70 Hv or less.
(6) A steel slab having a component composition relating to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is reheated to an austenite region temperature and subsequently hot rolled. The high-strength rolled PC steel is obtained by subjecting a wire to a constant temperature transformation at a temperature of 450 to 650 ° C. and a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. The pearlite area ratio of the bar is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400MPa or more, the elongation is 4.5% or more, and the difference between the maximum hardness and the minimum hardness. The method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the steel has a Hv of 70 Hv or less.
(7) A slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is heated to an austenite region temperature, and then cooled, and then 450 to 650 ° C. The high-strength rolled PC steel rod by subjecting it to isothermal transformation at a temperature of, and applying a strain of 1 to 4%, and then performing a bluing treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. for a retention time of 5 to 600 seconds. The pearlite area ratio is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400 MPa or more, the elongation is 4.5% or more, and the difference between the maximum hardness and the minimum hardness is A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the steel bar has 70 Hv or less.
(8) The steel slab having the component composition according to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is reheated to an austenite region temperature, and then cooled to 450 to 650. The pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod is increased to 80% by performing a constant temperature transformation at a temperature of 200 ° C and a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C and a tensile strain of 0.5 to 6%. As described above, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400 MPa or more, the elongation is 4.5% or more, and the difference between the maximum hardness and the minimum hardness is 70 Hv or less. A method for producing a high-strength rolled PC steel rod provided with a button head.
(9) A steel slab having a component composition related to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is reheated to an austenite region temperature, and then immediately cut, and a button is cut. Perform head processing or screw processing, then cool, apply constant temperature transformation at a temperature of 450 to 650 ° C., apply a strain of 1 to 4%, and then hold at a temperature of 200 to 650 ° C. for 5 to 600 seconds. The pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400 MPa or more, and the elongation is performed by performing the bluing treatment for a long time. A high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein 4.5% or more and a difference between a maximum hardness and a minimum hardness are 70 Hv or less.
(10) A slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel bar according to any one of the above (1) to (4) is reheated to an austenite region temperature, and then cut immediately, and a button is cut. Perform head processing or screw processing, then cool, apply constant temperature transformation at a temperature of 450 to 650 ° C, and further apply heat stretching at a temperature of 200 to 500 ° C and a tensile strain of 0.5 to 6%. The high-strength rolled PC steel rod has a pearlite area ratio of 80% or more, a yield strength (YS: 0.2% proof stress) of 1200 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, and an elongation of 4.5% or more. A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the difference between the hardness and the minimum hardness is 70 Hv or less.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
First, the chemical components of the steel of the high-strength rolled PC steel bar of the present invention (the steel of the present invention) will be described below.
[0014]
C is an important and economical element for securing TS and YS, but at least in order to obtain TS: 1400 MPa or more and YS: 1200 MPa or more required for a PC steel rod, at least, , 0.8% or more, and if it is less than 0.8%, the required strength cannot be obtained. Desirably, 0.85% or more is required. On the other hand, if C exceeds 1.3%, network cementite or coarse cementite precipitates at the grain boundaries, and the ductility is significantly reduced. Therefore, the added amount of C is set to 0.8 to 1.3%.
[0015]
Si is an element that forms a solid solution in ferrite (ferrite ground in pearlite) and improves YS by a remarkable solid solution strengthening action. In order to obtain this improvement effect, it is necessary to add at least 0.10% or more. On the other hand, if the added amount of Si exceeds 2.5%, the strength becomes too high and the ductility is reduced. Therefore, the upper limit of the amount of added Si is set to 2.5%.
[0016]
Mn is an element effective for improving the hardenability of the steel to increase the strength and for making the structure in the cross section of the steel rod uniform. In order to obtain these effects, it is necessary to add at least 0.25% or more. However, when Mn is excessively added, micro-martensite that reduces ductility is likely to be formed in the central segregation portion. In order to suppress the formation of micromartensite, it is necessary to increase the transformation time in high-temperature transformation, but this is not practical. Therefore, the upper limit of the amount of added Mn is set to 2.0%, and the added amount of Mn is set to 0.25 to 2.0%.
[0017]
P is an element that segregates at the grain boundary and easily causes grain boundary embrittlement, so it must be reduced to 0.03% or less. In the steel of the present invention, P is an impurity element, and it is desirable to reduce P as much as possible.
[0018]
S, like P, is an element that segregates at the grain boundaries and easily causes grain boundary embrittlement, and thus needs to be reduced to 0.03% or less. In the steel of the present invention, S, like P, is an impurity element, and it is desirable to reduce it as much as possible.
[0019]
Next, selected elements contained in the steel of the present invention will be described.
[0020]
Mainly, one or more of Al, Ti, Ca, REM, Nb and V are added in order to make the γ particle size fine and improve ductility. Further, one or more of B, Cr, Cu, Ni and Mo are mainly added in order to improve the strength of the rolled PC steel bar.
[0021]
Al is fine Al ₂ O ₃ Alternatively, it is an element added to reduce the γ grain size during heat treatment by the pinning effect of the AlN precipitate. However, if added over 0.05%, coarse Al ₂ O ₃ Are generated and ductility is reduced. Therefore, the upper limit of the amount of Al added is set to 0.05%.
[0022]
Ti is TiO ₂ And the like, or an element added to reduce the γ grain size or the like during heat treatment by the pinning effect of a Ti precipitate such as TiN or TiC. In order to obtain this effect, 0.005% or more must be added. However, if it is added in excess of 0.05%, a large amount of coarse TiN precipitates and deteriorates ductility. For this reason, the upper limit of the amount of Ti added is set to 0.05%.
[0023]
Ca is an element effective for reducing the γ grain size during heat treatment by generating CaS (O). If it is less than 0.0005%, there is no effect, so 0.0005% is made the lower limit of the amount of Ca added.
However, if it is added in excess of 0.005%, the cleanliness of the steel is reduced, and Ca inclusions are coarsened and ductility is reduced. Therefore, the upper limit is made 0.005%.
[0024]
REM, like Ca, is also an element effective in reducing the γ grain size during heat treatment.
Since addition of less than 0.0005% has no effect, 0.0005% is made the lower limit of the REM addition amount. However, if it is added in excess of 0.005%, the cleanliness of the steel decreases and the inclusions including REM become coarse and the ductility decreases, so the upper limit is made 0.005%.
[0025]
Nb is an element that refines austenite grains by a pinning effect of Nb precipitates and improves the ductility of a rolled PC steel bar. Therefore, 0.005% or more must be added. However, even if a large amount is added, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, the upper limit is 0.1%. Therefore, the added amount of Nb is set to 0.005 to 0.1%.
[0026]
V is an element that precipitates carbonitrides, refines γ grains, and improves strength and ductility. V also serves as a trap site for trapping hydrogen that has invaded the steel, and is an element that 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 it is economically disadvantageous. Therefore, the upper limit is set to 0.5%.
[0027]
B is an element that improves the hardenability and increases the strength of the rolled PC steel bar. B is also an element that segregates preferentially at the grain boundaries and suppresses the degradation of delayed fracture through a grain boundary cleaning effect of suppressing the segregation of grain boundaries such as P, S, and Mn. For this reason, the lower limit of the amount of B added is set to 0.0005%. However, if more than 0.01% is added, Fe ₂₃ B precipitates and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the amount of B added is set to 0.0005 to 0.01%.
[0028]
Cr is an element that increases the strength by solid solution strengthening, improves the hardenability, reduces the lamella spacing of pearlite, and increases the strength. If less than 0.05% is added, this effect is insufficient. However, if added in excess of 2.0%, the strength becomes too high and the ductility decreases. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 2.0%.
[0029]
Cu is an element added for improving hardenability. Cu is also an element that generates stable corrosion products, suppresses intrusion of hydrogen, and improves delayed fracture.
To obtain this effect, an addition amount of 0.05% or more is required. However, if added in excess of 1.0%, hot cracking tends to occur during rolling, so the upper limit of the amount of Cu added is set to 1.0%.
[0030]
Ni is an element added to improve hardenability similarly to Cu. Ni is also an element that generates stable corrosion products, suppresses intrusion of hydrogen, and improves delayed fracture. Further, Ni is an element that also has an effect of suppressing Cu embrittlement. In order to improve the delayed fracture resistance, an addition amount of 0.05% or more is required. However, if the addition exceeds 1.0%, the effect saturates and becomes economically disadvantageous. Therefore, the upper limit of the addition amount of Ni is set to 1.0%.
[0031]
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 in excess of 0.50%, the formation of ferrite is suppressed, so the upper limit is made 0.50%. Therefore, the amount of Mo added is set to 0.10 to 0.50%.
[0032]
As described above, the chemical composition of the steel according to the present invention has been described. However, in order to secure YS of 1200 MPa or more, it is necessary to set the TS in the wire rod subjected to the hot rolling and the isothermal transformation to at least 1400 MPa or more. In consideration of this, it is necessary to determine the amount of C, the combination with other strengthening elements, and the amount of addition to constitute the chemical composition of the steel.
[0033]
The steel of the present invention is mainly composed of the above-mentioned chemical components, but in a pearlite structure having an area ratio of 80% or more, YS: 1200 MPa or more, TS: 1400 MPa or more, and elongation of 4.5% or more. As long as it is secured, other chemical components may be contained, and the component composition of the high-strength rolled PC steel rod of the present invention is limited to the above-mentioned chemical components and the balance of iron and unavoidable impurities. is not.
[0034]
For example, since there is a case where a PC steel bar is machined and used, P, S, Te, Se, Bi, As, Sb, etc. are appropriately added in order to impart machinability within a range that does not impair the mechanical properties. It may be added in an amount. In addition, Ca, Mg, REM, etc. may be added in an appropriate amount in order to refine the structure and improve the ductility.
[0035]
Next, a manufacturing method for manufacturing the high-strength rolled PC steel bar of the present invention will be described.
[0036]
A feature of the production method of the present invention is that YS is 1200 MPa or more in a pearlite structure in a state where strong processing such as drawing is not performed. That is, the pearlite structure in the steel of the present invention has high ductility.
[0037]
As described above, even in the case of a hypereutectoid steel DLP wire having a TS of 1400 MPa or more, the 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 in which DLP is applied to an actual hypereutectoid steel, the elongation is as low as about 7% when the TS is 1400 MPa or more, and the ductility decreases due to age hardening when a stretching and bluing treatment is applied. There is a risk of doing.
[0038]
In order to solve the above-mentioned problem, the inventors of the present invention attempted to increase the YS after performing stretching + bluing or heat stretching after constant temperature transformation and without performing wire drawing. The decrease in elongation was examined. Then, YS is increased by about 100 MPa or more and a decrease in elongation is suppressed to about 2% or less by performing stretching + bluing or heat stretching on a pearlite structure steel having a TS of 1400 MPa or more. I found that I could do it.
[0039]
From the above, it became easy to secure YS: 1200 MPa or more, TS: 1400 MPa or more, and elongation of 4.5% or more even in a PC steel bar having a C content of 0.8% or more.
[0040]
Next, the structure and manufacturing conditions will be described in detail.
[0041]
The feature of the steel of the present invention is that the pearlite-based structure has a TS of 1400 MPa or more. For this purpose, it is necessary that the above chemical components are satisfied and the pearlite structure is present in an area ratio of 80% or more. In the production method of the present invention, the steel material is hot-rolled into a wire, or After reheating the wire, it is necessary to subject the wire to constant temperature transformation. This isothermal transformation is performed at a temperature of 450 to 650 ° C. to obtain a pearlite structure having an area ratio of 80% or more. If the area ratio of the pearlite structure is less than 80%, a predetermined TS cannot be obtained.
[0042]
In the isothermal transformation, if the holding temperature is less than 450 ° C., a large amount of bainite is generated, a structure of pearlite of 80% or more cannot be secured, and a desired TS cannot be obtained. On the other hand, when the holding temperature exceeds 650 ° C., the lamellar interval becomes coarse, and the strength of the pearlite structure decreases. Therefore, the holding temperature in the isothermal transformation is 450 to 650 ° C.
[0043]
In order to raise the YS, the wire is stretched to a plastic region by stretching, and then subjected to a bluing treatment to remove the processing strain applied at this time. As described above, the condition relating to “stretching + bluing treatment” that can ensure YS: 1200 MPa or more and a breaking elongation of 4.5% or more applies a strain of 1 to 4%, and then 200 to 500 ° C. At a temperature of 5 to 600 seconds.
[0044]
If the strain imparted by stretching is less than 1%, YS cannot be increased. On the other hand, if the strain to be applied exceeds 4%, it is impossible to secure a breaking elongation of 4.5% or more.
[0045]
If the heat treatment temperature in the bluing treatment 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, if the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., carbides become coarse and ductility decreases. Therefore, the heat treatment temperature in the bluing process is set to 200 to 500 ° C.
[0046]
Even in the above-mentioned appropriate heat treatment temperature range, it is difficult to secure desired YS and elongation if the treatment time in the heat stretching or the pre-strain bluing treatment is not appropriate. If the processing time is less than 5 seconds, the diffusion of C is insufficient, and the YS cannot be increased due to aging. On the other hand, even if the processing is performed for more than 600 seconds, the effect of the aging is saturated, so the upper limit of the processing time is set to 600 seconds.
[0047]
In the manufacturing method of the present invention, a heat stretching treatment can be used instead of the “stretching + bluing treatment”. This heat stretch treatment is a treatment in which the wire is heated to a temperature of 200 to 500 ° C. while giving a tensile strain of 0.5 to 6%.
[0048]
If the applied tensile strain is less than 0.5%, YS cannot be increased. On the other hand, when the tensile strain exceeds 6%, a breaking elongation of 4.5% or more cannot be secured.
[0049]
If the heat treatment temperature in the heat stretching is lower than 200 ° C., diffusion of C is insufficient, and dislocations are not fixed, so that YS cannot be increased due to aging. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 500 ° C., carbides become coarse and ductility decreases. Therefore, the heat treatment temperature in the heat stretch is set to 200 to 500 ° C.
[0050]
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 a high-strength rolled PC steel bar under the above conditions. Further, in the manufacturing method of the present invention, the wire drawing step conventionally required is omitted, and heating (austenite formation) → hot rolling → constant temperature transformation → cooling → stretching + blueing treatment or heating ( Austenite) → hot rolling → constant temperature transformation → cooling → heat stretching treatment, it has become possible to produce a high strength rolled PC steel rod at low cost.
[0051]
The case where the button head processing portion has a uniform structure and is within 70 Hv will be described. FIG. 1 is a partially enlarged view of a PC steel bar subjected to button head processing. FIG. 2 shows the hardness of the button head processing part by the conventional induction heating and the hardness of the button head processing of the present invention. As described above, in the conventional method, the base material structure changes because the button head portion is reheated.
In particular, when the base material at the base of the head portion softens, the head jumps due to fatigue fracture during compaction by centrifugation. For this reason, it is preferable that the base material has a uniform structure within 30 Hv. Further, it is known that the pearlite strength depends on the lamellar spacing, but in the present invention, compared with local heating (resistance heating, etc.) used in the conventional method, the base material and the button head are subjected to constant temperature transformation (salt, etc.). A large difference is unlikely to occur in the lamellar spacing of the portions.
[0052]
In the manufacturing method of the present invention, steps such as heating (austenitizing) → hot rolling → button head processing → isothermal transformation → cooling → stretching + bluing processing are performed. It has become possible to produce a high strength rolled PC steel bar.
[0053]
Although a specific button head processing is not described, a normal processing machine is preferable for the button head. Although the present invention employs button head processing, it can be applied to other fields as long as it forms a uniform structure with respect to the base material. For example, the present invention can be applied to a case where a screw has the same structure as a base material. In this case, the threading is preferably performed by rolling.
[0054]
【Example】
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The slabs of the chemical components in Table 1 were hot-rolled after heating, and DLP was performed. Thereafter, the wire was stretched and then subjected to a bluing treatment. Table 2 shows the manufacturing conditions and material properties. The elongation in the tensile test was measured by abutting method. The area ratio of pearlite was determined by observation with an optical microscope. Regarding the head jump of the button head part, a cage was made with six rods, and the concrete was compacted by centrifugation and investigated. In the steels T1 to T12 of the present invention, TS satisfied 1400 MPa or more, YS satisfied 1200 MPa or more, and El satisfied 4.5% or more.
[0055]
Delayed fracture and relaxation can be cited as material properties required for PC steel bars. Although omitted in the present invention, for example, in steel C, a delayed fracture characteristic was carried out by a FIP test, a load of 1420 MPa × 0.7 was applied, and the steel C had a good durability of 20 hours or more. In addition, the relaxation test was evaluated by high-temperature relaxation at 180 ° C. and was 20% or less at a load of 1420 MPa × 0.7.
[0056]
Since the steels H1 to H3 are not appropriate steel components, mechanical properties could not be secured.
Steel H1 has a small C content and cannot obtain a predetermined strength. Steel H2 has a large C content and a reduced ductility. Steel H3 is an example in which the amount of added Si is large and ductility is reduced. Steels H4 to H8 do not have appropriate production conditions, and cannot obtain material properties. Steel H4 had a low isothermal transformation temperature and did not have a pearlite fraction of 80% or more, and thus had a reduced strength. Further, in the case of steel H5, the strength is lowered because the isothermal transformation temperature is high. In steel H6, the amount of pre-strain is so small that 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 bluing temperature is low and the diffusion of C is insufficient. Steel H8 had a high bluing temperature and reduced ductility due to age hardening. For H9, a slab of the composition of steel 16 in Table 1 was hot-rolled to 13 mm and subjected to isothermal transformation. Thereafter, No. 13 was drawn to 7 mm with a reduction in area of about 20%, and stretched and blued. Thereafter, a button head was manufactured by induction heating. As a result, the difference in hardness became 70 Hv or more, and a head jump occurred.
[0057]
[Table 1]

[Table 2]

[0058]
【The invention's effect】
INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention makes it possible to inexpensively manufacture a high-strength rolled PC steel rod with a button head having high strength and high ductility having a tensile strength (TS) of 1400 MPa or more.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a partially enlarged view of a PC steel bar subjected to button head processing.
FIG. 2 is a diagram showing a hardness distribution of a button head processing part.

Claims

質量％で、Ｃ：０．８〜１．３％を含有するパーライト面積率が８０％以上を有し、かつ降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）が１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）が１４００ＭＰａ　以上、伸びが４．５％以上で、更に、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。In terms of mass%, the pearlite area ratio containing C: 0.8 to 1.3% is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200 MPaＭＰ or more, and the tensile strength (TS) is A high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the button head has a hardness of 1400 MPa or more, an elongation of 4.5% or more, and a difference between a maximum hardness and a minimum hardness of 70 Hv or less.

前記ＰＣ鋼棒が、更に、質量％で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、Ｍｎ：０．２５〜２．０％を含有することを特徴とする請求項１記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。The button head according to claim 1, wherein the PC steel rod further contains, by mass%, Si: 0.10 to 2.5% and Mn: 0.25 to 2.0%. High strength rolled PC steel bar.

前記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：０．００５〜０．０５％、および、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。The PC steel rod further comprises, in mass%,
Al: 0.05% or less,
Ti: 0.005 to 0.05%,
Ca: 0.0005 to 0.005%,
REM: 0.0005-0.005%,
V: 0.005 to 0.05%, and
Nb: 0.005 to 0.1%,
The high-strength rolled PC steel bar provided with a button head according to claim 1 or 2, comprising one or more of the following.

前記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：０．０５〜０．５０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかの項に記載のボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒。The PC steel rod further comprises, in mass%,
B: 0.0005 to 0.01%,
Cr: 0.05 to 2.0%,
Cu: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%, and
Mo: 0.05 to 0.50%,
The high-strength rolled PC steel bar provided with the button head according to any one of claims 1 to 3, which comprises one or more of the following.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、引続き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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A steel slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is reheated to an austenite region temperature, and subsequently hot-rolled into a wire, and then 450 The above-mentioned high strength is obtained by performing a constant temperature transformation at a temperature of の 650 ° C., giving 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. The pearlite area ratio of the rolled PC steel bar is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400MPa or more, the elongation is 4.5% or more, the highest hardness and the lowest hardness. A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the difference in height is 70 Hv or less.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、引続き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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A steel slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is reheated to an austenite region temperature, and subsequently hot-rolled into a wire, and then 450 The pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod is obtained by performing a constant temperature transformation at a temperature of 650 ° C. to 650 ° C. and further performing a heat stretching treatment at a temperature of 200 ° C. to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5% to 6%. 80% or more, yield strength (YS: 0.2% proof stress) of 1200 MPa or more, tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, elongation of 4.5% or more, and difference between maximum hardness and minimum hardness of 70 Hv or less. A method for producing a high-strength rolled PC steel rod provided with a button head.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで加熱し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is heated to an austenite region temperature, then cooled, and subjected to isothermal transformation at a temperature of 450 to 650 ° C. Further, a strain of 1 to 4% is given, and then a bluing treatment is performed at a temperature of 200 to 500 ° C. for a holding time of 5 to 600 seconds, so that the pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod is 80%. % Or more, yield strength (YS: 0.2% proof stress) of 1200 MPa or more, tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, elongation of 4.5% or more, and difference between maximum hardness and minimum hardness of 70 Hv or less. A method for manufacturing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A steel slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is reheated to an austenite region temperature, then cooled, and isothermally transformed at a temperature of 450 to 650 ° C. , And heat-stretching at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6% to increase the pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod to 80% or more, and to obtain a yield strength (YS) : 0.2% proof stress) of 1200 MPa or more, tensile strength (TS) of 1400 MPa or more, elongation of 4.5% or more, and difference between maximum hardness and minimum hardness of 70 Hv or less. Of producing a high-strength rolled PC steel bar.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、その後、直ちに切断し、ボタンヘッド加工またはネジ加工を施し、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２００〜６５０℃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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A steel slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is reheated to an austenite region temperature, and then cut immediately to perform button head processing or screw processing. After that, it is cooled, 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 a bluing treatment at a temperature of 200 to 650 ° C. for a retention time of 5 to 600 seconds. By applying, the pearlite area ratio of the high-strength rolled PC steel rod is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400MPa or more, and the elongation is 4.5% or more. A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein a difference between a maximum hardness and a minimum hardness is 70 Hv or less.

請求項１〜４の何れかの項に記載の高強度圧延ＰＣ鋼棒に係る成分組成を有する鋼片を、オーステナイト域温度まで再加熱し、その後、直ちに切断し、ボタンヘッド加工またはネジ加工を施し、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により前記高強度圧延ＰＣ鋼棒のパーライト面積率を８０％以上、降伏強度（ＹＳ：０．２％耐力）を１２００ＭＰａ　以上、引張強度（ＴＳ）を１４００ＭＰａ　以上、伸びを４．５％以上、最高硬さと最低硬さの差が７０Ｈｖ以下を有することを特徴とするボタンヘッドを付与した高強度圧延ＰＣ鋼棒の製造方法。A steel slab having a component composition according to the high-strength rolled PC steel rod according to any one of claims 1 to 4, is reheated to an austenite region temperature, and then cut immediately to perform button head processing or screw processing. The high-strength rolled PC is then subjected to a constant temperature transformation at a temperature of 450 to 650 ° C. and a heat stretching treatment at a temperature of 200 to 500 ° C. and a tensile strain of 0.5 to 6%. The pearlite area ratio of the steel rod is 80% or more, the yield strength (YS: 0.2% proof stress) is 1200MPa or more, the tensile strength (TS) is 1400MPa or more, the elongation is 4.5% or more, and the highest hardness and the lowest hardness are A method for producing a high-strength rolled PC steel bar provided with a button head, wherein the difference has a value of 70 Hv or less.