JP6135553B2 - 鉄筋およびその製造方法 - Google Patents
鉄筋およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6135553B2 JP6135553B2 JP2014038952A JP2014038952A JP6135553B2 JP 6135553 B2 JP6135553 B2 JP 6135553B2 JP 2014038952 A JP2014038952 A JP 2014038952A JP 2014038952 A JP2014038952 A JP 2014038952A JP 6135553 B2 JP6135553 B2 JP 6135553B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- steel
- content
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は、例えば、鉄筋コンクリート構造物に用いられる引張強さが1600MPa以上のせん断補強筋等に使用される鉄筋およびその製造方法に関するものである。
例えば、鉄筋コンクリート構造物には、その崩壊を防ぐために、補強材としてせん断補強筋が使用される。せん断補強筋を使用した鉄筋コンクリート構造物では、鉄筋コンクリート構造物がせん断変形する際に、せん断補強筋が伸びて塑性変形することにより、鉄筋コンクリート構造物の変形エネルギーがせん断補強筋に吸収され鉄筋コンクリート構造物の崩壊が防がれる。
これまで使用されているせん断補強筋は、引張強さが1200MPa程度のものが使用されている。しかし、近年、鉄筋コンクリート構造物の断面をスリム化および軽量化したり、また鉄筋コンクリート構造物を高層化する、ニーズがあり、超高強度コンクリートの開発が急速に進んでいる。これに伴って、コンクリート強度の上昇とのバランスをとるために、せん断補強筋の高強度化も必要となる。
せん断補強筋を高強度化するためには、Ｃ、SiおよびMnをはじめとする合金元素の添加量を増加する必要がある。しかしながら、せん断補強筋は、鉄筋用鋼を引抜き加工し、その後、熱処理を行い製造される。そのため、合金元素の添加量を増やすと、鉄筋用鋼の硬度が上昇し、鉄筋用鋼の引抜時に素線が断線し、製造性が低下する。そのため、高強度化を行うと、伸線性が低下することが懸念されている。
そこで、上記問題を克服するため、いくつかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、鋼材中のＣ、Si、Mnの含有量を適正範囲に制御し、かつ、鋼材をオーステナイト域に加熱した後の冷却条件を制御することによって、鋼材の表面のフェライト脱炭相を0.12ｍｍ以上確保し、内部をフェライト・パーライト組織とするための熱処理方法が開示されている。しかしながら、フェライト脱炭相が0.12mm以上になると、強度確保が困難となる。また、内部の組織がフェライト・パーライト組織であり、高強度の鉄筋を得ることが困難である。
例えば、特許文献１には、鋼材中のＣ、Si、Mnの含有量を適正範囲に制御し、かつ、鋼材をオーステナイト域に加熱した後の冷却条件を制御することによって、鋼材の表面のフェライト脱炭相を0.12ｍｍ以上確保し、内部をフェライト・パーライト組織とするための熱処理方法が開示されている。しかしながら、フェライト脱炭相が0.12mm以上になると、強度確保が困難となる。また、内部の組織がフェライト・パーライト組織であり、高強度の鉄筋を得ることが困難である。
特許文献２には、鋼線材中のＣ、Si、Mn、Ni、Alの含有量の最適化、鋼線材の表層のフェライト脱炭層を0.12mm以上に制御し、内部をフェライト・パーライト組織あるいは球状化セメンタイト組織に制御した、遅れ破壊特性に優れた鋼線材が開示されている。しかしながら、上述したとおり、フェライト脱炭が0.12mm以上になると、強度確保が困難となる。また、内部の組織がフェライト・パーライト組織あるいは球状化セメンタイト組織であるため、高強度の鉄筋を得ることが困難である。
上述の通り、超高強度コンクリートの開発に伴い、せん断補強筋の高強度化が課題となっていた。しかしながら、せん断補強筋の高強度化のみを考慮して合金元素を添加すると、伸線性が低下するため鉄筋の製造が困難となるし、高強度鉄筋用鋼の硬度が上昇するため、遅れ破壊感受性が増加し、遅れ破壊特性が低下することが問題となる。また、特許文献１や特許文献２の技術によっては、耐遅れ破壊は考慮されているものの、引張強さが1600MPa以上となる鋼を得ることは困難であった。
本発明は、このような課題を解決すべくなされたものであり、鉄筋製造時における伸線加工性に優れ、引張強さが1600MPa以上となる高い強度特性を有するとともに、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鉄筋をその製造方法とともに提供することを目的とする。
発明者らは、前記課題を解決するため、Ｃ、Si、Mn、CrおよびMoの添加量を変化させ、さらに、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ量、鋼組織および組織分率を変化させた高強度鉄筋を製作し、遅れ破壊特性について鋭意調査した。
その結果、Ｃ、Si、Mn、CrおよびMoの添加量の最適化、鋼中のＣ、SiおよびCrの含有量から算出されるＡ値、鋼中のＣおよびSiの含有量から算出されるＢ値、そして表層のＣ量を適正範囲に制御することによって、高強度鉄筋として良好な伸線性および遅れ破壊特性を付与できることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
１．Ｃ：0.37質量％以上0.50質量％以下、
Si：1.75質量％以上2.30質量％以下、
Mn：0.2質量％以上1.0質量％以下、
Cr：0.01質量％以上0.05質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Mo：0.05質量％以上1.0質量％以下および
Ｏ：0.0015質量％以下
を、下記（１）式で算出されるＡ値が770以上850以下、下記（２）式で算出されるＢ値が0.40以上であり、残部不可避的不純物およびFeの成分組成を有し、さらに、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上である鉄筋。
記
Ａ＝α＋β＋γ ・・・（1）
ここで
α＝−334×[C]2＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]2＋67×[Si]
γ＝-4×[Cr]2＋23×[Cr]−５
Ｂ＝[Si]／（10×［C］）・・・（2）
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
１．Ｃ：0.37質量％以上0.50質量％以下、
Si：1.75質量％以上2.30質量％以下、
Mn：0.2質量％以上1.0質量％以下、
Cr：0.01質量％以上0.05質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Mo：0.05質量％以上1.0質量％以下および
Ｏ：0.0015質量％以下
を、下記（１）式で算出されるＡ値が770以上850以下、下記（２）式で算出されるＢ値が0.40以上であり、残部不可避的不純物およびFeの成分組成を有し、さらに、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上である鉄筋。
記
Ａ＝α＋β＋γ ・・・（1）
ここで
α＝−334×[C]2＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]2＋67×[Si]
γ＝-4×[Cr]2＋23×[Cr]−５
Ｂ＝[Si]／（10×［C］）・・・（2）
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
ここで、フェライトの分率は、鉄筋の長さ方向に垂直な断面における面積率｛フェライト面積／（フェライト面積＋マルテンサイト面積）｝である。
２．前記成分組成が、さらに、
Al：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Cu：0.005質量％以上1.0質量％以下および
Ni：0.005質量％以上2.0質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の鉄筋。
Al：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Cu：0.005質量％以上1.0質量％以下および
Ni：0.005質量％以上2.0質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の鉄筋。
３．前記成分組成は、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上2.0質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.2質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の鉄筋。
Ｗ：0.001質量％以上2.0質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.2質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の鉄筋。
４．前記成分組成は、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１ないし３のいずれかに記載の鉄筋。
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１ないし３のいずれかに記載の鉄筋。
５．前記１から４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、脱炭雰囲気中で850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下加熱後、熱間圧延し、その後、酸洗、伸線加工、焼き入れおよび焼き戻しの各処理を施すこと特徴とする鉄筋の製造方法。
本発明によれば、従来の鉄筋に比べて、高強度でありながら優れた遅れ破壊特性を有する鉄筋を提供することが可能となる。本発明の鉄筋は、引張強さが1600MPa以上を有し、かつ、優れた遅れ破壊特性を有しており、鉄筋コンクリート構造物の断面のスリム化および軽量化や、鉄筋コンクリート構造物の高層化にも寄与するため、産業上有益な効果がもたらされる。
先ず、本発明の鉄筋について、その成分組成から順に説明する。
Ｃ：0.37質量％以上0.50質量％以下
Ｃは、必要な強度を確保するために必須の元素であり、0.37質量％未満では所定の強度確保が難しく、また所定強度を確保するためには、合金元素の多量添加が必要となって、合金コストの上昇を招くことから、0.37質量％以上とする。一方、0.50質量％超の添加は、鉄筋を高強度化するため、伸線性の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.37質量％以上0.50質量％以下とする。好ましくは、0.37質量％以上0.49質量％以下である。
Ｃ：0.37質量％以上0.50質量％以下
Ｃは、必要な強度を確保するために必須の元素であり、0.37質量％未満では所定の強度確保が難しく、また所定強度を確保するためには、合金元素の多量添加が必要となって、合金コストの上昇を招くことから、0.37質量％以上とする。一方、0.50質量％超の添加は、鉄筋を高強度化するため、伸線性の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.37質量％以上0.50質量％以下とする。好ましくは、0.37質量％以上0.49質量％以下である。
Si：1.75質量％以上2.30質量％以下
Siは、脱酸剤として、さらに固溶強化や焼戻し軟化抵抗を向上させることにより鋼の強度を高めるのに有効な元素である。さらに、フェライト脱炭促進元素であるため、本発明では、1.75質量％以上で添加する。一方、2.30質量％を超える添加は、鉄筋芯部の強度の上昇を招くため、伸線性が低下することになる。また、Siは、後述する鉄筋表層側のＣ量を0.01質量％以下とする熱処理において脱炭を促進するために、Si含有量が高すぎると、後述するようにフェライト相の組織分率を５％未満とするための制御が難しくなる。特に、Si含有量が2.30質量％超となると、表層にフェライト量を適正に存在させるための熱処理条件の制御範囲が狭くなり、引張強さの確保が難しくなる。以上のことから、Si量は1.75質量％以上2.30質量％以下とする。好ましくは、1.80質量％以上2.30質量％以下である。
Siは、脱酸剤として、さらに固溶強化や焼戻し軟化抵抗を向上させることにより鋼の強度を高めるのに有効な元素である。さらに、フェライト脱炭促進元素であるため、本発明では、1.75質量％以上で添加する。一方、2.30質量％を超える添加は、鉄筋芯部の強度の上昇を招くため、伸線性が低下することになる。また、Siは、後述する鉄筋表層側のＣ量を0.01質量％以下とする熱処理において脱炭を促進するために、Si含有量が高すぎると、後述するようにフェライト相の組織分率を５％未満とするための制御が難しくなる。特に、Si含有量が2.30質量％超となると、表層にフェライト量を適正に存在させるための熱処理条件の制御範囲が狭くなり、引張強さの確保が難しくなる。以上のことから、Si量は1.75質量％以上2.30質量％以下とする。好ましくは、1.80質量％以上2.30質量％以下である。
Mn：0.2質量％以上1.0質量％以下
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させるため、0.2質量％以上添加する。しかし、1.0質量％を超えるMnの添加は、却って鋼の強度を上昇し、伸線性の低下をまねくことになる。よって、Mnの上限は1.0質量％とする。以上のことから、Mn量は、0.2質量％以上1.0質量％以下とする。好ましくは、0.32質量％以上1.0質量％以下である。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させるため、0.2質量％以上添加する。しかし、1.0質量％を超えるMnの添加は、却って鋼の強度を上昇し、伸線性の低下をまねくことになる。よって、Mnの上限は1.0質量％とする。以上のことから、Mn量は、0.2質量％以上1.0質量％以下とする。好ましくは、0.32質量％以上1.0質量％以下である。
Ｐ：0.025質量％以下
Ｓ：0.025質量％以下
ＰおよびＳは、旧オーステナイト粒界に偏析し、その結果、伸線性の低下を招く。以上のことから、これらの元素はできるかぎり低減するのが好ましい。よって、ＰおよびＳはいずれも0.025質量％以下とする。
Ｓ：0.025質量％以下
ＰおよびＳは、旧オーステナイト粒界に偏析し、その結果、伸線性の低下を招く。以上のことから、これらの元素はできるかぎり低減するのが好ましい。よって、ＰおよびＳはいずれも0.025質量％以下とする。
Cr：0.01質量％以上0.05質量％以下
Crは、鋼の焼入れ性を向上させ強度を増加させる元素である。そのため、0.01質量％以上は添加する。一方、Crを0.05質量％を超えて添加すると、後述する鉄筋表層のＣ量を0.01質量％以下とする熱処理において脱炭を抑制する、すなわち、表層のＣ量の低下を抑制するため、表層のＣ含有量を0.01質量％以下にまで低下させることが難しくなり、遅れ破壊感受性が上昇することにつながる。以上のことから、Cr量は0.01質量％以上0.05質量％以下とする。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させ強度を増加させる元素である。そのため、0.01質量％以上は添加する。一方、Crを0.05質量％を超えて添加すると、後述する鉄筋表層のＣ量を0.01質量％以下とする熱処理において脱炭を抑制する、すなわち、表層のＣ量の低下を抑制するため、表層のＣ含有量を0.01質量％以下にまで低下させることが難しくなり、遅れ破壊感受性が上昇することにつながる。以上のことから、Cr量は0.01質量％以上0.05質量％以下とする。
Mo：0.05質量％以上1.0質量％以下
Moは、鋼の焼入れ性を向上させ強度を増加させる元素である。そのため、0.05質量％以上は添加する。一方、1.0質量％を超えての添加は、却って鋼を高強度化するため、伸線性の低下を招く。以上のことから、Mo量は0.05質量％以上1.0質量％以下とする。好ましくは、0.05質量％以上0.95質量％以下である。
Moは、鋼の焼入れ性を向上させ強度を増加させる元素である。そのため、0.05質量％以上は添加する。一方、1.0質量％を超えての添加は、却って鋼を高強度化するため、伸線性の低下を招く。以上のことから、Mo量は0.05質量％以上1.0質量％以下とする。好ましくは、0.05質量％以上0.95質量％以下である。
Ｏ：0.0015質量％以下
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成し、それを起点として引き抜き時に断線が生じ易くなる可能性があるため、可能な限り低い方が良いが、本発明では、0.0015質量％までは許容される。
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成し、それを起点として引き抜き時に断線が生じ易くなる可能性があるため、可能な限り低い方が良いが、本発明では、0.0015質量％までは許容される。
以上説明した元素の含有量は、本発明の鉄筋の成分組成において必須の要件であるが、さらに、本発明では、上記成分に加えて、以下の元素を含有することができる。
Al：0.01質量％以上0.50質量％以下、Cu：0.005質量％以上1.0質量％以下およびNi：0.005質量％以上2.0質量％以下のうちの１種または２種以上
すなわち、CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高める元素であり、選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上で添加することが好ましい。しかし、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％を超えて添加すると、却って合金コストが上昇するため、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％を上限として添加するのが好ましい。
Al：0.01質量％以上0.50質量％以下、Cu：0.005質量％以上1.0質量％以下およびNi：0.005質量％以上2.0質量％以下のうちの１種または２種以上
すなわち、CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高める元素であり、選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上で添加することが好ましい。しかし、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％を超えて添加すると、却って合金コストが上昇するため、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％を上限として添加するのが好ましい。
また、Alは脱酸剤として有用であり、さらに、焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制することによって、強度の維持に有効な元素であるため、好ましくは0.01質量％以上で添加する。しかしながら、0.50質量％を超えて添加しても、その効果は飽和してコスト上昇を招く不利が生じる上、鋼中の酸化物が増加し、伸線性が低下する。よって、Alは0.50質量％を上限として添加することが好ましい。
Ｗ：0.001質量％以上2.0質量％以下、Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、Ti：0.001質量％以上0.2質量％以下およびＶ：0.002質量％以上0.5質量％以下のうちの１種または２種以上
Ｗ、Nb、TiおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、NbおよびTiは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｖは0.5質量％、Nbは0.1質量％およびTiは0.2質量％を超えて添加すると、鋼中に硬質な炭化物・窒化物・炭窒化物が多量に生成し、伸線性が低下する。従って、Nb、TiおよびＶは、それぞれ上記の値を上限として添加するのが好ましい。また、Ｗは2.0質量％を超えて添加すると、高強度化するため伸線性が低下する。よって、Ｗは、2.0質量％を上限として添加するのが好ましい。
Ｗ、Nb、TiおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、NbおよびTiは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上添加することが好ましい。しかし、Ｖは0.5質量％、Nbは0.1質量％およびTiは0.2質量％を超えて添加すると、鋼中に硬質な炭化物・窒化物・炭窒化物が多量に生成し、伸線性が低下する。従って、Nb、TiおよびＶは、それぞれ上記の値を上限として添加するのが好ましい。また、Ｗは2.0質量％を超えて添加すると、高強度化するため伸線性が低下する。よって、Ｗは、2.0質量％を上限として添加するのが好ましい。
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて含有することができる。上記効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加するのが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界にBNが析出しやすくなり、却って伸線性が低下する。よって、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて含有することができる。上記効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加するのが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、旧オーステナイト粒界にBNが析出しやすくなり、却って伸線性が低下する。よって、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。また、本発明の鉄筋の成分組成は、各元素の含有量を上記した範囲とし、かつ、次のＡ値およびＢ値が以下に示す範囲に調整されている必要がある。
Ａ値770以上850以下
次の（１）式で算出されるＡ値は、良好な強度を得るための指数である。このＡ値が770未満であると、鉄筋の強度確保が困難となる。一方、Ａ値が850超えになると、良好な強度を得ることはできるが、鉄筋の強度が上昇し、伸線性が低下する。そのため、本発明では、Ａ値を770以上850以下とする。
Ａ＝α＋β＋γ ・・・（1）
ここで
α＝−334×[C]2＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]2＋67×[Si]
γ＝-4×[Cr]2＋23×[Cr]−５
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
次の（１）式で算出されるＡ値は、良好な強度を得るための指数である。このＡ値が770未満であると、鉄筋の強度確保が困難となる。一方、Ａ値が850超えになると、良好な強度を得ることはできるが、鉄筋の強度が上昇し、伸線性が低下する。そのため、本発明では、Ａ値を770以上850以下とする。
Ａ＝α＋β＋γ ・・・（1）
ここで
α＝−334×[C]2＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]2＋67×[Si]
γ＝-4×[Cr]2＋23×[Cr]−５
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
Ｂ値：0.40以上
次の（２）式で算出されるＢ値は、表層のＣ量を制御するための指数である。このＢ値が0.40未満であると、後述するようにＣ量が0.01質量％以下となる領域を少なくとも10μm以上確保するための熱処理が長時間化し、生産性の低下を招く。また、伸線性が低下する。以上のことから、Ｂ値は0.40以上とする。
Ｂ＝[Si]／（10×［C］）・・・（2）
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
次の（２）式で算出されるＢ値は、表層のＣ量を制御するための指数である。このＢ値が0.40未満であると、後述するようにＣ量が0.01質量％以下となる領域を少なくとも10μm以上確保するための熱処理が長時間化し、生産性の低下を招く。また、伸線性が低下する。以上のことから、Ｂ値は0.40以上とする。
Ｂ＝[Si]／（10×［C］）・・・（2）
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
次に、本発明の鉄筋の表層のＣ含有量並びに鋼組織ついて説明する。発明者らは、鉄筋を模擬して、成分組成並びに上述したＡ値およびＢ値を変化させた線材を作製し、その引張強さ、伸線性および遅れ破壊特性を調査した。
鉄筋の遅れ破壊特性の評価は、実際に鉄筋を製造し、鉄筋コンクリート構造物に用いて評価するのが最も好ましいが、この方法では時間がかかるため、本発明では次の通り評価した。
すなわち、表１に示す成分組成を有する鋼を溶製鋳造してビレットとしたのち、大気雰囲気中で表２に示す加熱温度で加熱し、熱間圧延により直径８mmの線材を製造した。加熱の際、850℃以上の温度域の在炉時間を表２に示すとおりとした。その後、直径6.0mmに引き抜き加工を行い、850℃以上の温度域の在炉時間が30秒となるように1000℃に加熱後、水冷し、350℃加熱後、水冷した。得られた線材に対して、後述する方法で、引張試験および遅れ破壊試験を行うとともに、拡散性水素量を測定した。さらに、得られた線材に対して、長さが５mmのサンプルを採取し、圧延方向に垂直な面（直径6.0mmの面）の表層のＣ含有量測定および組織観察を、後述した条件で行った。
すなわち、表１に示す成分組成を有する鋼を溶製鋳造してビレットとしたのち、大気雰囲気中で表２に示す加熱温度で加熱し、熱間圧延により直径８mmの線材を製造した。加熱の際、850℃以上の温度域の在炉時間を表２に示すとおりとした。その後、直径6.0mmに引き抜き加工を行い、850℃以上の温度域の在炉時間が30秒となるように1000℃に加熱後、水冷し、350℃加熱後、水冷した。得られた線材に対して、後述する方法で、引張試験および遅れ破壊試験を行うとともに、拡散性水素量を測定した。さらに、得られた線材に対して、長さが５mmのサンプルを採取し、圧延方向に垂直な面（直径6.0mmの面）の表層のＣ含有量測定および組織観察を、後述した条件で行った。
表２に、高強度鉄筋のＣ量が0.01質量％以下となる領域の表面からの深さ、引張強さ、拡散性水素量、遅れ破壊試験結果をそれぞれ示す。まず、全ての鋼において、表層の鋼組織はフェライトであり、芯部の組織はマルテンサイトであった。そして、表１に示すように、Cr：0.05質量％以下、770≦Ａ値≦850およびＢ値≧0.40を満足し、さらに表２に示すように、Ｃ含有量が0.01質量％以下となる領域の表面からの深さが10μｍ以上、フェライト分率＜５％を満足する場合、上述した引張強さおよび耐遅れ破壊特性が良好であることがわかった。
なお、耐遅れ破壊特性が良好である鋼、すなわち、破断時間が100ｈ超となる鋼は、表２に示すように鋼中の拡散性水素量を３質量ppm以下であることが判明しており、拡散性水素量が低減したことにより、高強度でありながら耐遅れ破壊特性が向上しているものと考えられる。
なお、鉄筋を製造する際の伸線性を評価するために、引き抜き加工を行う際の断線の有無（断線回数）についても表２中に示したが、上述したＡ値が850超であると、引き抜き加工時に断線が生じること、すなわち、伸線性が劣化することもわかる。断線の有無の評価法の詳細については後述する伸線性の評価方法と同様である。
以下に、表層のＣ含有量および鉄筋の鋼組織を特定した理由について説明する。
［表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量：0.01質量％以下］
鉄筋の表面から少なくとも10μmの深さまでの領域（以下、低Ｃ領域ともいう）のＣ含有量が0.01質量％を超えると、固溶Ｃ量の増加、さらにはベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の生成により、遅れ破壊感受性が高くなる。また、この低Ｃ領域のＣ含有量が0.01質量％を超えると、鉄筋表面の腐食に伴って発生する水素量が増加し、遅れ破壊の原因となる水素の鉄筋中への侵入量も増加する。
なお、低Ｃ領域のＣ含有量は、完全にＣ含有量を０質量％にはできないため、0.001質量％以上とすることが好ましい。
［表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量：0.01質量％以下］
鉄筋の表面から少なくとも10μmの深さまでの領域（以下、低Ｃ領域ともいう）のＣ含有量が0.01質量％を超えると、固溶Ｃ量の増加、さらにはベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の生成により、遅れ破壊感受性が高くなる。また、この低Ｃ領域のＣ含有量が0.01質量％を超えると、鉄筋表面の腐食に伴って発生する水素量が増加し、遅れ破壊の原因となる水素の鉄筋中への侵入量も増加する。
なお、低Ｃ領域のＣ含有量は、完全にＣ含有量を０質量％にはできないため、0.001質量％以上とすることが好ましい。
ここで、Ｃ含有量を0.01質量％以下とする領域を、表面から少なくとも10μmの深さまで、すなわち低Ｃ領域の厚みを10μm以上としたのは、低Ｃ領域の厚さが10μm未満になると、腐食に伴って発生する水素量の低減効果が不十分となり、鋼中に侵入する水素量が増加し、鋼材内部にある硬質なマルテンサイト組織に水素が溜まりやすくなり、遅れ破壊が促進されるからである。この低Ｃ領域の厚さは15μm以上であることが、好ましい。
なお、高強度鉄筋としての強度、具体的には引張強さ1600MPa以上を得るためには、Ｃ含有量が0.01質量％以下となる領域の厚みを、100μｍ以下とすることが好ましい。なぜなら、Ｃ含有量が0.01質量％以下となる領域の厚みが100μｍ超となると、表層フェライトにかかる力が大きくなり、引張時に表層フェライトにき裂が入り、その後、すぐにき裂が進展し、引張強さが低下する。
［鋼組織：表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの面積分率が５％未満］
鋼は、表層のフェライトと、その内側の芯部となるマルテンサイトとの２相組織とする。マルテンサイト相は、鋼を高強度化する上では有用であるが、鉄筋の表層をマルテンサイト組織とすると遅れ破壊感受性が増大し、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、鉄筋の表層を遅れ破壊感受性の小さいフェライト単相組織とし、芯部すなわち表層以外は強度を確保するためのマルテンサイト単相組織とすることが肝要である。一方、全組織中のフェライトの分率が５％以上となると、マルテンサイトよりも強度が小さいフェライトの分率が大きくなって所望の強度を確保することが難しくなるために、フェライトの分率は５％未満とする。
以上のことから、鋼組織は、表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとからなり、全組織中のフェライトの分率が５％未満である２相組織とした。
鋼は、表層のフェライトと、その内側の芯部となるマルテンサイトとの２相組織とする。マルテンサイト相は、鋼を高強度化する上では有用であるが、鉄筋の表層をマルテンサイト組織とすると遅れ破壊感受性が増大し、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、鉄筋の表層を遅れ破壊感受性の小さいフェライト単相組織とし、芯部すなわち表層以外は強度を確保するためのマルテンサイト単相組織とすることが肝要である。一方、全組織中のフェライトの分率が５％以上となると、マルテンサイトよりも強度が小さいフェライトの分率が大きくなって所望の強度を確保することが難しくなるために、フェライトの分率は５％未満とする。
以上のことから、鋼組織は、表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとからなり、全組織中のフェライトの分率が５％未満である２相組織とした。
引張強さ：1600MPa以上
鉄筋の引張強さが1600MPa未満では、鉄筋がコンクリートの高強度化に対応できないため、1600MPa以上とした。好ましくは、1650MPa以上である。
鉄筋の引張強さが1600MPa未満では、鉄筋がコンクリートの高強度化に対応できないため、1600MPa以上とした。好ましくは、1650MPa以上である。
以上の鉄筋は、転炉による溶製あるいは真空溶製した鋼を、鋼塊、スラブ、ブルームまたはビレットなどに鋳造して素材とし、該素材を加熱して熱間圧延または熱間鍛伸加工に供して、その後、酸洗してスケールを除去して伸線により所定の太さに整えたのち、加熱・保持、焼入れ、あるいはさらに焼戻しを施すことによって、製造される。
ここで、熱間圧延前の加熱の際に表層に脱炭を生じさせることにより、低Ｃ領域のＣ含有量を0.01質量％以下に調整する。すなわち、上述した成分組成を満足する鋼を、加熱条件として、脱炭雰囲気（大気、Ｎ２雰囲気等）中で、加熱・保持することにより低Ｃ領域のＣ含有量を0.01質量％以下とできる。この低Ｃ領域のＣ含有量を0.01質量％以下にまで脱炭させるための加熱温度および保持時間の条件は、上述した成分組成を満足する場合であれば、脱炭雰囲気中で、850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下保持すればよい。
なぜなら、脱炭雰囲気中での保持温度が850℃未満では、表面から10μｍの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下になるほどの脱炭が生じない。一方、脱炭雰囲気中での保持温度が1050℃超では、表面から脱炭するＣ量と同等以上のＣが、内部より表層に拡散するので、10μｍの深さまでの領域のＣ含有量を0.01質量％以下とできない。
また、脱炭雰囲気中で850℃以上1050℃以下の温度域に保持されたとしても、保持時間が100分未満であると、脱炭の進行が不十分となり表面から10μｍの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下とならない。
さらに、脱炭雰囲気中で、850℃以上1050℃以下の温度域での保持時間は300分以下とする。脱炭雰囲気中での加熱・保持中の脱炭の進行により表層部のＣ濃度が芯部のＣ濃度よりも低くなり、このＣ濃度の低い表層領域が、前述の焼入れを行った後にフェライト単相組織となり、表層領域以外の芯部がマルテンサイト単相組織となる。ここで、保持時間が300分を超えると、Ｃ濃度が芯部よりも低い表層領域が厚くなりすぎて、フェライト分率が５％未満とならなくなる。
以上の理由から、脱炭雰囲気中での加熱・保持は、850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下保持する条件とすればよい。
以上の理由から、脱炭雰囲気中での加熱・保持は、850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下保持する条件とすればよい。
なお、低Ｃ領域のＣ含有量を0.01質量％以下に調整するための加熱・保持は、熱間圧延前の加熱時に行うのではなく、焼入れ処理の加熱時に行ってもよく、この場合であっても、脱炭雰囲気中で850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下保持すればよい。
かくして得られた鉄筋は、安価に製造できるにも関わらず、高強度でありながら優れた伸線性と遅れ破壊特性を有し、1600MPa以上の高強度を必要とする、高層マンションなどのせん断補強筋への適用が可能である。
表３に示す成分組成を有する鋼を溶製鋳造してビレットとしたのち、大気雰囲気中で、表４に示す加熱温度、850℃以上での在炉時間の条件で加熱し、その後熱間圧延を行って直径８mmの線材を製造した。得られた直径８mmの線材を、酸洗することで脱スケールした後、直径6.0mmに引き抜き加工を行った。引き抜き加工後の線材を、850℃以上の温度域の在炉時間が30秒となるように1000℃に加熱後水冷することで焼入れ処理を施し、さらに、350℃に加熱後水冷することで焼戻しを施した。伸線性は、後述する条件の引き抜き時に１回でも断線すると伸線性が低下したと判断した。得られた直径6.0mmの線材に対して、後述する方法で、引張試験、遅れ破壊試験、拡散性水素量を測定した。さらに、得られた直径6.0mmの線材に対して、長さが５mmのサンプルを採取し、圧延方向に垂直な面（直径6.0mmの円断面）の表層のＣ量、組織を後述した条件で測定、観察した。
[伸線性]
伸線性は、上述した直径８mmの線材を6.0mmに引抜加工を行い、断線の有無により評価した。断線回数は20ｍ引抜加工時に断線した回数を示しており、断線が1回でも発生した場合に伸線性が低下したと判断した。
伸線性は、上述した直径８mmの線材を6.0mmに引抜加工を行い、断線の有無により評価した。断線回数は20ｍ引抜加工時に断線した回数を示しており、断線が1回でも発生した場合に伸線性が低下したと判断した。
［引張試験］
高強度鉄筋としての引張特性は、JIS Z 2241 附属書Dに従い試験を実施した。試験片は、焼入れ・焼戻し処理後の線材から、JIS Z 2241 附属書D D.2.3.1.2に従い採取を行い、引張速度５mm／分にて試験を実施した。本発明では、引張強さが1600MPa以上であれば高強度鉄筋が得られたと定義した。
高強度鉄筋としての引張特性は、JIS Z 2241 附属書Dに従い試験を実施した。試験片は、焼入れ・焼戻し処理後の線材から、JIS Z 2241 附属書D D.2.3.1.2に従い採取を行い、引張速度５mm／分にて試験を実施した。本発明では、引張強さが1600MPa以上であれば高強度鉄筋が得られたと定義した。
［表層Ｃ含有量］
表層のＣ含有量は、上述した引張試験での試験片を用いて、電子線マイクロアナライザ（以下、EPMAと示す）を利用して求めた。EPMAの測定条件は、ビーム径：５μｍφ、加速電圧：20ｋＶ、電流：４×10−７Ａにて、表層から深さ１mmまで線分析を実施し、表面からの深さ毎（５μｍピッチ）にＣ量を測定した。そしてＣ含有量が0.01質量％以下となる領域の表面からの深さの値を求めた。
表層のＣ含有量は、上述した引張試験での試験片を用いて、電子線マイクロアナライザ（以下、EPMAと示す）を利用して求めた。EPMAの測定条件は、ビーム径：５μｍφ、加速電圧：20ｋＶ、電流：４×10−７Ａにて、表層から深さ１mmまで線分析を実施し、表面からの深さ毎（５μｍピッチ）にＣ量を測定した。そしてＣ含有量が0.01質量％以下となる領域の表面からの深さの値を求めた。
［遅れ破壊特性］
高強度鉄筋としての遅れ破壊特性を調べるために、図1に示す試験片を使用して、FIP試験を実施した。FIP試験はJSCE S 1201：2012（社団法人 腐食防食協会）に従い試験を実施した。すなわち、50℃の20％チオシアン酸アンモニウム（NH4SCN）水溶液中に浸漬して、引張強さの70%となる試験荷重を負荷し、試験時間100時間経過しても破断しない場合、遅れ破壊特性が良好と定義した。
高強度鉄筋としての遅れ破壊特性を調べるために、図1に示す試験片を使用して、FIP試験を実施した。FIP試験はJSCE S 1201：2012（社団法人 腐食防食協会）に従い試験を実施した。すなわち、50℃の20％チオシアン酸アンモニウム（NH4SCN）水溶液中に浸漬して、引張強さの70%となる試験荷重を負荷し、試験時間100時間経過しても破断しない場合、遅れ破壊特性が良好と定義した。
［拡散性水素量］
拡散性水素量は上述したFIP試験で破断または試験満了した後、破断した試験片は破面から、未破断の試験片は平行部から10mm長さのサンプルを切断して、株式会社ジェイ・サイエンス・ラボ製 GC7000Tで昇温速度200℃/時間で昇温を行い、350℃までに放出された水素量を拡散性水素量と定義し、拡散性水素量が3.0mass ppm以下であれば遅れ破壊特性が良好と定義した。
拡散性水素量は上述したFIP試験で破断または試験満了した後、破断した試験片は破面から、未破断の試験片は平行部から10mm長さのサンプルを切断して、株式会社ジェイ・サイエンス・ラボ製 GC7000Tで昇温速度200℃/時間で昇温を行い、350℃までに放出された水素量を拡散性水素量と定義し、拡散性水素量が3.0mass ppm以下であれば遅れ破壊特性が良好と定義した。
[組織観察］
組織の調査は、上述したC濃度を測定した試験片を用いて、鏡面研磨後、３％ナイタルで腐食を行い、光学顕微鏡500倍で観察を行い、試験片断面におけるフェライト組織とマルテンサイト組織の面積をそれぞれ求め、フェライト組織／（鉄筋の断面積（＝フェライト面積＋マルテンサイト面積））×100（％）を求めることで、フェライト分率を求めた。
組織の調査は、上述したC濃度を測定した試験片を用いて、鏡面研磨後、３％ナイタルで腐食を行い、光学顕微鏡500倍で観察を行い、試験片断面におけるフェライト組織とマルテンサイト組織の面積をそれぞれ求め、フェライト組織／（鉄筋の断面積（＝フェライト面積＋マルテンサイト面積））×100（％）を求めることで、フェライト分率を求めた。
表４に、表層に存在するＣ含有量が0.01質量％以下の領域の深さ、フェライト分率、拡散性水素量、遅れ破壊試験結果、引張強さならびに伸線性の各結果を示した。Ｂ−35を除く全ての例において、表面側の鋼組織はフェライト単相であり、その内側の芯部組織はマルテンサイト単相であった。本発明の成分組成、Ａ値、Ｂ値、Ｃ含有量が0.01質量％以下の領域の深さおよびフェライト分率を満たす、Ｂ−１〜４、Ｂ−６〜10、Ｂ−16〜19およびＢ−22の鋼は、引張強さ、遅れ破壊特性性、伸線性のいずれもが良好であることが分かる。これに対して、成分組成が本発明範囲内であっても、B値が本発明の範囲を満たさないＢ−５の鋼は、C含有量が0.01質量％以下の領域の深さが本発明の範囲（少なくとも10μｍ）を満足できず、遅れ破壊特性が低下していることが分かる。
また、成分組成が本発明の範囲を満たさないＢ−11〜15、Ｂ−20〜21およびＢ−25〜29の鋼は、引張強さ、伸線性、遅れ破壊特性のいずれかが低下していることが分かる。また、フェライト分率が本発明の範囲外であるＢ−24の鋼は、フェライトの分率が多くなり、引張強さが低下していることがわかる。
次に、850℃以上における加熱保持時間（在炉時間）が100分以上であっても加熱温度が1050℃よりも高い温度であるＢ−30〜32の鋼は、Ｃ含有量が0.01質量％以下の領域の深さが本発明の範囲を満足できず、遅れ破壊特性が低下している。850℃以上の在炉時間が300分超であるＢ−34の鋼は、フェライト分率が増加し、フェライト分率５％未満の条件を満足しないため、引張強さが低下している。加熱温度が850℃未満であるＢ−35の鋼は、Ｃ含有量が0.01質量％以下である領域が表層に存在しておらず、また鋼組織は芯部および表層ともにフェライト・パーライト・マルテンサイトの混合組織であり、引張強さが低い。
さらに、850℃以上における加熱保持時間(在炉時間)が100分に満たないＢ−23、Ｂ−33の鋼は、Ｃ含有量が0.01質量％以下の領域の深さが本発明の範囲（少なくとも10μｍ）を満足できず、遅れ破壊特性が低下していることが分かる。なお、本発明例において、優れた耐遅れ破壊特性を示すのは、拡散性水素量が３質量ppmの低い値となっていることに起因するものと考えられる。
Claims (5)
- Ｃ：0.37質量％以上0.50質量％以下、
Si：1.75質量％以上2.30質量％以下、
Mn：0.20質量％以上1.0質量％以下、
Cr：0.01質量％以上0.05質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Mo：0.05質量％以上0.95質量％以下および
Ｏ：0.0015質量％以下
を、下記（１）式で算出されるＡ値が770以上850以下、下記（２）式で算出されるＢ値が0.40以上であり、残部不可避的不純物およびFeの成分組成を有し、さらに、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上である鉄筋。
記
Ａ＝α＋β＋γ ・・・（1）
ここで
α＝−334×[C]2＋806×[C]＋291
β＝24×[Si]2＋67×[Si]
γ＝-4×[Cr]2＋23×[Cr]−５
Ｂ＝[Si]／（10×［C］）・・・（2）
但し、［ ］は該括弧内成分の含有量（質量％） - 前記成分組成が、さらに、
Al：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Cu：0.005質量％以上1.0質量％以下および
Ni：0.005質量％以上2.0質量％以下
のうちから選ばれる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に記載の鉄筋。 - 前記成分組成は、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上2.0質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.2質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる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に記載の鉄筋。 - 前記成分組成は、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の鉄筋。 - 請求項１から請求項４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、脱炭雰囲気中で850℃以上1050℃以下の温度域に100分以上300分以下加熱後、熱間圧延し、その後、酸洗、伸線加工、焼き入れおよび焼き戻しの各処理を施すことを特徴とする、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量が0.01質量％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上である鉄筋の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014038952A JP6135553B2 (ja) | 2014-02-28 | 2014-02-28 | 鉄筋およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014038952A JP6135553B2 (ja) | 2014-02-28 | 2014-02-28 | 鉄筋およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015161018A JP2015161018A (ja) | 2015-09-07 |
| JP6135553B2 true JP6135553B2 (ja) | 2017-05-31 |
Family
ID=54184331
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014038952A Expired - Fee Related JP6135553B2 (ja) | 2014-02-28 | 2014-02-28 | 鉄筋およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6135553B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7168101B2 (ja) * | 2019-10-11 | 2022-11-09 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼部材 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS539170B2 (ja) * | 1972-09-08 | 1978-04-04 | ||
| JPH0759738B2 (ja) * | 1988-10-17 | 1995-06-28 | 新日本製鐵株式会社 | 均一伸びの優れた超高張力ｐｃ鋼線或は鋼棒およびその製造方法 |
| JPH03120315A (ja) * | 1989-10-03 | 1991-05-22 | Kanai Hiroyuki | ワイヤソー用ワイヤ |
| JPH0665642A (ja) * | 1992-08-19 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 高耐食性極細鋼線の製造方法 |
| JP3468828B2 (ja) * | 1994-04-08 | 2003-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度ｐｃ鋼棒の製造方法 |
| JP2001164337A (ja) * | 1999-12-09 | 2001-06-19 | Nippon Steel Corp | 遅れ破壊特性の優れた高張力鋼材及びその製造方法 |
| JP2003105496A (ja) * | 2001-09-26 | 2003-04-09 | Daido Steel Co Ltd | 低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼 |
| JP4900516B2 (ja) * | 2010-03-29 | 2012-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ばね鋼およびその製造方法 |
| KR101631522B1 (ko) * | 2012-08-31 | 2016-06-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 철근용 강 및 철근 |
-
2014
- 2014-02-28 JP JP2014038952A patent/JP6135553B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015161018A (ja) | 2015-09-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5135557B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| KR101768785B1 (ko) | 내수소취성이 우수한 고강도 스프링용 강선재 및 그의 제조 방법, 및 고강도 스프링 | |
| JP5802162B2 (ja) | 線材及びこれを用いた鋼線 | |
| JP5833485B2 (ja) | 線材及びこれを用いた鋼線 | |
| TWI535860B (zh) | High-strength spring roll material and high-strength spring steel wire using this rolled material | |
| JP4267376B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| KR20190037680A (ko) | 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 | |
| KR20150002848A (ko) | 코일링성과 내수소취성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그의 제조 방법 | |
| JP6288265B2 (ja) | 鋼線 | |
| JP5655627B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼 | |
| US20180216208A1 (en) | High-strength pc steel wire | |
| CN107849659B (zh) | 高强度pc钢丝 | |
| JP6986455B2 (ja) | プレストレストコンクリート用緊張材用の二相ステンレス鋼線材、二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材 | |
| JP5741773B2 (ja) | 鉄筋用鋼および鉄筋 | |
| JP4043754B2 (ja) | 遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒 | |
| JP7163639B2 (ja) | 鋼棒又は鋼製品と、それらの製造方法 | |
| JP6135553B2 (ja) | 鉄筋およびその製造方法 | |
| JP2022182696A (ja) | プレストレストコンクリート用緊張材用のオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材、オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材 | |
| JP6682863B2 (ja) | 高炭素鋼線材および高炭素鋼線 | |
| JP6244980B2 (ja) | 鉄筋 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150924 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160818 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160830 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20161026 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20170328 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170410 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6135553 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |