專利名稱：耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Zn-Al鍍層鋼絲及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明主要涉及適合用于吊橋、斜拉橋等的主纜的橋梁用高強(qiáng)度ai-Ai鍍層鋼絲 及其制造方法、以及橋梁用高強(qiáng)度ai-Ai鍍層鋼絲用線材。本申請(qǐng)基于2009年6月25日在日本提出的專利申請(qǐng)2009-151303號(hào)、2009年6 月25日在日本提出的專利申請(qǐng)2009-151304號(hào)公報(bào)、及2009年6月25日在日本提出的專 利申請(qǐng)2009-151438號(hào)主張優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容引用于此。
背景技術(shù)：
吊橋、斜拉橋等中使用的橋梁用鋼絲通過對(duì)熱軋后的線材實(shí)施鉛淬火處理、進(jìn)行 拉絲加工、進(jìn)而實(shí)施熱浸鍍ai等表面處理來制造。另外，鉛淬火處理是用于確保鋼絲強(qiáng)度、 且提高拉絲加工的冷加工性的熱處理。在該鉛淬火處理中，采用將熱軋后的線材直接保持 在空氣(斯太爾摩(Melmor)方式)或熔融鹽、沸水等氣氛中的方法、或在將線材再加熱后 浸漬在1 浴等中的方法等。在鉛淬火處理后，通過冷拉絲加工調(diào)整鋼絲的強(qiáng)度，進(jìn)而實(shí)施 用于提高耐蝕性的表面處理。一般，用于提高鋼絲耐蝕性的表面處理為熱浸鍍Si?？墒牵鯓?、斜拉橋設(shè)想使用 100年以上的長時(shí)間，提高橋梁用鋼絲的耐蝕性成為重要的課題。因此，提出了取代熱浸鍍 Zn而實(shí)施耐蝕性更高的熱浸鍍Si-Al的鋼絲(例如參照專利文獻(xiàn)1 3)。可是，難以用與以往的熱浸鍍Si相同的工序制造熱浸鍍&1-A1鋼絲。這是因?yàn)闊?浸鍍鋼絲的制造中使用的氯化銨助鍍劑(flux)在含有Al的&1-A1鍍?cè)≈蟹纸?。例如?如果采用氯化銨通過助鍍劑法制造熱浸鍍ai-Α 鋼絲，則有時(shí)發(fā)生無法鍍覆等缺陷。對(duì)于這樣的問題，提出了在對(duì)鋼絲實(shí)施了熱浸鍍ai后再實(shí)施熱浸鍍ai-Ai的利用 所謂二浴法的制造方法(例如參照專利文獻(xiàn)4、5)。可是，在二浴法中，因需要準(zhǔn)備兩種鍍?cè)?而使工序增加，所以在制造成本上是不利的。此外，在二浴法中，形成于熱浸鍍Si鋼絲的鍍層與鋼絲的界面處的Fe-Si合金層 還在浸漬于450°C左右的熔融Si-Al鍍?cè)≈袝r(shí)生長，合金層加厚，存在疲勞特性、加工性變 差的問題。相對(duì)于此，提出了在實(shí)施電鍍Si后，實(shí)施熱浸鍍ai-Α ，抑制1 - 合金層的生 長的方法(例如參照專利文獻(xiàn)6)?？墒?，該方法也因工序增加而在制造成本上是不利的。此外，在二浴法中，由于在450°C左右的鍍?cè)≈薪n兩次，因而有鍍層鋼絲的強(qiáng)度 降低的可能性。相對(duì)于此，提出了在熱浸鍍ai后實(shí)施拉絲加工，再實(shí)施熱浸鍍ai-Ai的方 法(例如參照專利文獻(xiàn)7)?？墒?，在該方法中，工序增加，而且不能抑制形成于鍍層與鋼絲 的界面處的合金層的生長。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本特開平5-156418號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開平7-18590號(hào)公報(bào)
5
專利文獻(xiàn)3 日本特開平6-2350M號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本特開2002-371343號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5 日本特開2003-U9205號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6 日本特開2003-155549號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 日本特開平8-53779號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題根據(jù)本發(fā)明者們的調(diào)查結(jié)果，在現(xiàn)有的吊橋中，處處可見由腐蝕疲勞破壞造成的 橋梁用鋼絲的斷裂。因此，為了謀求提高橋梁用鋼絲的安全性，當(dāng)務(wù)之急是開發(fā)在提高耐蝕 性的同時(shí)還能防止腐蝕疲勞破壞的技術(shù)。本發(fā)明的一種方式是解決用一浴法制造耐蝕性優(yōu)良的&1-A1鍍層鋼絲時(shí)的問題， 通過使鍍層的富Al相(富Al初晶)微細(xì)化，抑制鍍層與鋼絲的界面處的合金層的生成，提 供具有大幅度超過以往的&1-A1鍍層鋼絲的高耐蝕性及疲勞特性的橋梁用的熱浸鍍&1-A1 系鋼絲。作為更具體的例子，本發(fā)明的一種方式能夠提供用于吊橋、斜拉橋的、絲徑為4 8mm、抗拉強(qiáng)度為1500MPa 1800MPa、大于1800MPa且為2000MPa以下、或大于2000MPa、對(duì) 鋼絲表面實(shí)施了 Si-Al鍍覆的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼絲。此 外，本發(fā)明的另一方式能夠提供上述鍍層鋼絲的制造方法以及上述鍍層鋼絲的原材料即線 材。用于解決課題的手段本發(fā)明是通過對(duì)高強(qiáng)度鋼絲實(shí)施采用了助鍍劑的一階段Si-Al鍍覆即通過一浴 法實(shí)施耐蝕性優(yōu)良的ai-Ai鍍覆、從而使疲勞強(qiáng)度也得到了提高的高強(qiáng)度ai-Ai鍍層鋼 絲。本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)在該鍍層鋼絲中，Zn-Al鍍覆的鍍層的組織及生成于鍍層與鋼絲的界 面的合金層的狀態(tài)對(duì)于兼顧耐蝕性和疲勞特性是重要的。本發(fā)明者們還發(fā)現(xiàn)為了防止橋 梁用鍍層鋼絲的高強(qiáng)度化造成的延展性下降，最佳地控制原材料即線材的組織是重要的等 等。本發(fā)明是基于這些發(fā)現(xiàn)而完成的。本發(fā)明的要旨如下。(1)本發(fā)明的一種方式的鍍層鋼絲是包含鋼絲、和具有鍍覆主體層及生成于所述 鋼絲的表層與所述鍍覆主體層的界面處的 ^-ΑΙ系合金生成層的&1-Α1鍍層的橋梁用高 強(qiáng)度ai-ΑΙ鍍層鋼絲，其中，所述鋼絲的母相的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C :0. 70%以上且 1. 2%以下、Si 0. 01%以上且2. 5%以下、Mn :0. 01%以上且0. 9%以下，將P限制在0. 02% 以下，將S限制在0. 02%以下，將N限制在0. 01 %以下，余量包含!^e及不可避免的雜質(zhì)；在 所述鋼絲的母相的金屬組織組成中，拉絲加工珠光體組織是最多含有的種類的組織；所述 Zn-Al鍍層的平均成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有3. 0%以上且15. 0%以下的Al，將狗限制在 3. 0%以下；所述!^e-Al系合金生成層的厚度為5 μ m以下。(2)在上述(1)的鍍層鋼絲中，所述鍍覆主體層中的初晶粒徑可以為ΙΟμπι以下， 所述鋼絲的母相的所述金屬組織組成中的所述拉絲加工珠光體組織的分率可以在90%以上。(3)在上述⑴或⑵的鍍層鋼絲中，在所述狗-Al系合金生成層的金屬組織組成中，A^e的柱狀晶的層和Al5Fe52的柱狀晶的層可以是最多含有的種類的組織。(4)在上述⑴或⑵的鍍層鋼絲中，所述Si-Al鍍層的平均組成以質(zhì)量％計(jì)還可 以含有0. 01%以上且2. 0%以下的Si。(5)在上述的鍍層鋼絲中，在所述！^-Al系合金生成層的金屬組織組成中， Al,2Fe的層、Al5Fe2的柱狀晶的層和 ^-Al-Si的粒狀晶的層可以是最多含有的種類的組
幺口
/Ν ο(6)在上述(1) (5)中的任一鍍層鋼絲中，所述Si-Al鍍層的平均組成的Al量 以質(zhì)量％計(jì)可以為6.0%以上且15. 0%以下。(7)在上述⑴ (6)中的任一鍍層鋼絲中，所述鋼絲的母相的成分組成以質(zhì)量％ 計(jì)還可以含有Cr 以上且0. 5%以下、Ni 以上且1. 0%以下、Cu 以上且0. 5%以 下、Mo 以上且0. 5%以下、V 以上且0. 5%以下、B 以上且0. 0070%以下中的1 種或2種以上。(8)在上述⑴ (7)中的任一鍍層鋼絲中，所述鋼絲的母相的成分組成以質(zhì)量％ 計(jì)還可以含有Al 以上且0. 以下、Ti 以上且0. 以下、Nb 以上且0. 05% 以下、& 以上且0. 以下中的1種或2種以上。(9)在上述(1) ⑶中任一鍍層鋼絲中，扭曲試驗(yàn)中的到斷裂為止的扭曲次數(shù)的 最小值可以為18次以上。(10)在上述⑴ (9)中的任一鍍層鋼絲中，局部脈動(dòng)拉伸疲勞極限與抗拉強(qiáng)度 的比可以為0. 22以上。(11)本發(fā)明的一種方式的制造方法是制造上述(1) (10)中任一鍍層鋼絲的方 法，其包含在250°C以下的溫度下進(jìn)行所述鋼絲的拉絲加工的拉絲處理、所述鋼絲的酸洗處 理、所述鋼絲的助鍍劑處理、對(duì)所述助鍍劑處理后的所述鋼絲進(jìn)行的Si-Al鍍覆處理；所述 Si-Al鍍覆處理是制造所述鍍層鋼絲的方法所包含的唯一的所述鋼絲的鍍覆處理。(12)在上述(11)的鍍層鋼絲的制造方法中，在所述Si-Al鍍覆處理中，可以將 所述拉絲加工后的所述鋼材浸漬在以質(zhì)量％計(jì)含有3. 0%以上且15. 0%以下的Al的熔融 Zn-Al浴中。(13)上述(11)的鍍層鋼絲的制造方法還可以具有對(duì)鋼材進(jìn)行熱軋的工序；在熱 軋后將所述鋼材浸漬在500°C以上且600°C以下的鹽浴中的鉛淬火處理。(14)在上述(11) (13)中的任一鍍層鋼絲的制造方法中，熔融&ι_Α1浴以質(zhì) 量％計(jì)還可以含有Si :2.0%以下，制造上述0)、(5)、(7) (10)中的任一 Si-Al鍍層鋼絲。(15)在上述(11) (13)中的任一鍍層鋼絲的制造方法中，熔融&ι_Α1浴的Al量 以質(zhì)量％計(jì)可以為6.0%以上且15.0%以下，制造上述(6) (10)中的任一鍍層鋼絲。(16)在上述(11) (15)中的任一鍍層鋼絲的制造方法中，也可以在所述拉絲加 工后，進(jìn)一步實(shí)施輥式矯直加工、400 500°C下保溫1 60s的加熱處理中的一方或雙方。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可高效率地提供耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用的高強(qiáng)度Si-Al鍍 層鋼絲，并能夠使橋梁用鋼絲長壽命化，其在產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)是非常顯著的。


圖IA是用以往技術(shù)的二浴式的合金鍍覆方法制造得到的鍍層鋼絲的鍍層組織。圖IB是圖IA的鍍層組織中產(chǎn)生的龜裂。圖IC是圖IA的鍍層組織中產(chǎn)生的龜裂。圖2是用本發(fā)明的一實(shí)施方式的一浴式的合金鍍覆方法制造得到的鍍層鋼絲的 鍍層組織。
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。另外，只要沒有特別說明，在本說明書中組成的％ 表示為質(zhì)量％。另外，在本說明書中，將抗拉強(qiáng)度為1500MPa以上且ISOOMPa以下的鍍層鋼絲分類 為“1500MPa級(jí)”、將抗拉強(qiáng)度為1800MPa以上且2000MPa以下的鍍層鋼絲分類為“ 1800MPa 級(jí)”、將抗拉強(qiáng)度超過2000MPa的鍍層鋼絲分類為“2000MPa級(jí)”。C =C是對(duì)于鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度的增加及提高拉絲加工時(shí)的加工硬化率有 效的元素。通過添加C，能以更小的拉絲加工變形使鋼絲高強(qiáng)度化，還有助于改善疲勞特性。在本發(fā)明的一方式的鋼絲中，將C量限定在0.70 1.2%的范圍。另外，在 1500MPa級(jí)的鍍層鋼絲中，也可以將C量限定在0. 70 0. 95%的范圍。在1800MPa級(jí)的鍍 層鋼絲中，也可以將C量進(jìn)一步限定在0. 80 1. 0%的范圍。在2000ΜΙ^級(jí)的鍍層鋼絲中， 也可以將C量進(jìn)一步限定在0.9 1.2%的范圍。如果鍍層鋼絲的C量在上述范圍的下限值以上，則就可在添加其它合金元素時(shí)充 分確保鉛淬火處理后的線材的抗拉強(qiáng)度，此外拉絲加工硬化率也達(dá)到十分大的值，能夠得 到作為目標(biāo)的高強(qiáng)度的橋梁用鋼絲。另一方面，如果C量在上述范圍的上限值以下，則用于 減輕中心偏析的處理成本就在可容許的范圍。Si 在本發(fā)明的一方式的鋼絲中，將Si量限定在0.01 2.5%。另外，在1500MPa 級(jí)的鍍層鋼絲中，也可以將Si量進(jìn)一步限定在0. 01 0. 5%的范圍。在1800ΜΙ^級(jí)的鍍層 鋼絲中，也可以將Si量進(jìn)一步限定在0. 5 1. 5%的范圍，更優(yōu)選限定在0. 7 1. 5%的范 圍。在2000MPa級(jí)的鍍層鋼絲中，也可以將Si量進(jìn)一步限定在大于0. 8且為2. 5%以下的 范圍。Si是脫氧劑，并且是對(duì)于珠光體中的鐵素體的強(qiáng)化有效的元素，因此將Si量規(guī)定為 上述范圍的下限值以上。另一方面，即使添加超過上述范圍的上限值的Si，其效果也飽和。Si對(duì)于在鍍?cè)≈斜患訜釙r(shí)的鋼絲的強(qiáng)度下降的抑制也是有效的，因此更優(yōu)選添加 0. 以上。Mn 在本發(fā)明的一方式的鋼絲中，將Mn量限定在0. 01 0. 9%。另外，在1500MPa 級(jí)的鍍層鋼絲中，也可以將Mn量進(jìn)一步限定在0. 01 1. 5%的范圍。在1800ΜΙ^級(jí)的鍍層 鋼絲中，也可以將Mn量進(jìn)一步限定在0. 1 1. 2%的范圍。在2000MPa級(jí)的鍍層鋼絲中，也 可以將Mn量進(jìn)一步限定在0. 1 0.9%的范圍。Mn是對(duì)脫氧及脫硫有效的元素，因此添加上述范圍的下限值以上。為了提高鋼的 淬透性，提高鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度，更優(yōu)選添加0. 1 %以上。另一方面，如果Mn量在 上述范圍的上限值以下，則偏析度不會(huì)增加，在鉛淬火處理時(shí)可抑制使扭曲次數(shù)降低的貝 氏體的產(chǎn)生。另外，為了提高淬透性，降低其它合金成分的添加量，更優(yōu)選在1500MI^級(jí)及1800MPa級(jí)時(shí)添加0. 3%以上的Mn，在2000MPa級(jí)時(shí)添加0. 2%以上的Mn。P =P是雜質(zhì)，為抑制延展性的降低而將其限制在0. 02%以下。另外，P量的上限優(yōu) 選為0.01%以下。S =S是雜質(zhì)，為抑制熱加工性的降低而將其限制在0. 02%以下。另外，S量的上限 優(yōu)選為0.01%以下。N =N是雜質(zhì)，如果過剩地含有則使延展性降低，因此將其限制在0. 01 %以下。另 外，優(yōu)選的N量的上限為0. 007%以下。此外，為了通過利用Al、Ti、Nb、Zr等的氮化物使晶 體粒徑微細(xì)化，優(yōu)選將N量規(guī)定為0. 001 %以上。以上是基本成分，但在本發(fā)明中，為了提高鉛淬火處理后的強(qiáng)度，還可含有Cr、Ni、 Cu、Mo、V、B中的1種或2種以上。Cr =Cr是使珠光體的片間距離微細(xì)化，提高鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度，使拉絲加 工硬化率提高的有效元素?？墒牵绻砑映^0. 5%的Cr，則有時(shí)因強(qiáng)度提高而使延展性 降低，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0.5%以下。另外，為了提高疲勞特性、防止熱浸鍍時(shí)的強(qiáng)度下 降，優(yōu)選添加0. 01%以上的Cr。Ni =Ni是提高淬透性的元素，對(duì)于鉛淬火處理時(shí)的片間距離的微細(xì)化、或鉛淬火 處理后的強(qiáng)度提高是有效的元素?？墒?，即使添加超過1.0%的Ni，效果也飽和，因此優(yōu)選 將上限規(guī)定為1.0%以下。另外，Ni對(duì)于提高珠光體的拉絲加工性也是有效的，優(yōu)選添加 0. 01%以上。Cu =Cu與Ni同樣，對(duì)于鉛淬火處理時(shí)的片間距離的微細(xì)化、或鉛淬火處理后的強(qiáng) 度提高是有效的元素。為了得到拉絲加工性良好的珠光體，優(yōu)選添加0.01%以上的Cu?？?是，即使添加超過0. 5%的Cu，效果也飽和，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 5%以下。Mo =Mo也是提高淬透性的元素。Mo的添加對(duì)于鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度的提高是 有效的，優(yōu)選添加0.01%以上。另一方面，S卩使添加超過0. 5 %的Mo，效果也飽和，因此優(yōu)選 將上限規(guī)定為0.5%以下。V :V是通過析出強(qiáng)化提高鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度的元素。此外，V的添加對(duì)于熱 浸鍍時(shí)的強(qiáng)度下降的抑制也是有效的，優(yōu)選將V量規(guī)定為0.01%以上。另一方面，如果添加 超過0. 5%的V，則延展性降低，因此將其上限規(guī)定為0. 5%以下。B =B是通過淬透性提高效果來提高鉛淬火處理后的抗拉強(qiáng)度的元素。為了提高淬 透性，優(yōu)選添加0. 0001 %以上。另一方面，即使超過0. 0070%地添加B，也沒有發(fā)現(xiàn)與添加 量相符的效果，因此優(yōu)選將B量的上限規(guī)定為0. 0070%以下。在本發(fā)明中，為了提高強(qiáng)度及使晶體粒徑微細(xì)化，特別是使原奧氏體粒徑微細(xì)化， 提高冷拉絲加工性，還可以含有Al、Ti、Nb、Zr中的1種或2種以上。Al =Al是對(duì)脫氧有效的元素，通過形成氮化物還有助于防止晶粒粗大化?？墒?，即 使添加超過0. 的Al其效果也飽和，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 以下。另外，為了使 原奧氏體粒徑微細(xì)化，提高珠光體相變后的鋼絲的拉絲加工性，優(yōu)選將Al的添加量規(guī)定為 0. 001% 以上。Ti =Ti是對(duì)脫氧有效的元素，并且通過形成碳化物、氮化物有助于強(qiáng)度提高及防 止晶粒粗大化。為了使原奧氏體粒徑微細(xì)化，提高珠光體相變后的鋼絲的拉絲加工性，提 高鋼絲的延展性，優(yōu)選添加0. 001%以上的Ti。另一方面，如果添加超過0. 的Ti，則Ti
9的碳氮化物變得粗大，有時(shí)使拉絲加工性及疲勞特性變差，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 1 %以 下。Nb =Nb與Ti同樣，是形成碳化物、氮化物的元素。對(duì)于通過Nb的碳化物、氮化物 使奧氏體晶粒微細(xì)化是有效的元素。特別是，為了使原奧氏體粒徑微細(xì)化，提高珠光體相變 后的鋼絲的拉絲加工性，提高鋼絲的延展性，優(yōu)選添加0.001%以上的Nb。另一方面，即使 添加超過0. 05%的Nb，效果也飽和，因此優(yōu)選將Nb的上限規(guī)定為0. 05%以下。Zr =Zr也與Ti、Nb同樣，是形成碳化物、氮化物的元素，為了提高珠光體相變后的 拉絲加工性，提高鋼絲的延展性，優(yōu)選添加0.001%以上。另一方面，即使添加超過0. 的 ^ ，其效果也飽和，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為ο. 以下。在本發(fā)明的一方式的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的&1-A1鍍層鋼絲的金屬組織組成 中，拉絲加工珠光體組織與珠光體、貝氏體等其它組織相比含有最多。更優(yōu)選在該鍍層鋼絲 中，金屬組織實(shí)質(zhì)上由拉絲加工珠光體形成。在本發(fā)明中，所謂“拉絲加工珠光體組織”表 示不含有粗大珠光體的拉絲加工后的珠光體組織，優(yōu)選不含粗大珠光體。另外，所謂實(shí)質(zhì)上 為拉絲加工珠光體的金屬組織，是指在利用光學(xué)顯微鏡的觀察中，沒有發(fā)現(xiàn)珠光體以外的 組織的金屬組織。另外，在實(shí)質(zhì)上為拉絲加工珠光體的金屬組織中，能夠利用掃描式電子顯 微鏡(SEM)等確認(rèn)珠光體以外的組織。如果鐵素體、貝氏體等非珠光體組織的分率增加，則有時(shí)疲勞特性及延展性降低， 因此優(yōu)選充分確保拉絲加工珠光體組織的分率。在1500MI^級(jí)時(shí)，優(yōu)選將拉絲加工珠光體 組織的分率規(guī)定為90%以上(該分率也可以為100%以下)。在1800MPa級(jí)及2000MPa級(jí) 時(shí)，優(yōu)選將拉絲加工珠光體組織的分率規(guī)定為92%以上。無論在哪個(gè)級(jí)，更優(yōu)選的拉絲加工 珠光體組織的分率都為95%以上。拉絲加工珠光體組織的分率在很大程度上依賴于鉛淬 火處理中的鹽浴溫度。在1500MI^級(jí)時(shí)，如果鹽浴溫度在500°C以上，則能夠適合地抑制貝 氏體組織的產(chǎn)生頻率。在ISOOMPa級(jí)及2000MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選將鹽浴溫度規(guī)定為520°C以上。 無論在哪個(gè)級(jí)，通過將鹽浴溫度規(guī)定為600°C以上，都能夠生成微細(xì)的珠光體組織。此外，如 果使熱軋后的冷卻速度過慢，則粗大珠光體組織增加，因此優(yōu)選將冷卻速度規(guī)定為10°C /s 以上。在本發(fā)明中，拉絲加工珠光體組織的分率為用SEM以5000倍的倍率進(jìn)行觀察，對(duì) 10個(gè)視場左右進(jìn)行拍照，通過圖像處理測定拉絲加工珠光體組織的面積分率，求出其平均 值而得出的值。拉絲加工珠光體組織的組織分率的測定相對(duì)于鋼絲直徑d，在距離鋼絲表層 為d/4的位置進(jìn)行。接著，對(duì)Si-Al鍍層的合金元素的作用和含量進(jìn)行說明。本發(fā)明的一方式的Si-Al 鍍層(ai-ΑΙ鍍層)包含以ai-ΑΙ系合金為主體的鍍層(鍍覆主體層，Zn-Al合金層)、和以 Fe-Al系金屬間化合物為主體的合金層O^e-Al系合金生成層)。該 ^-Al系合金生成層在 加工過程中生成于Si-Al鍍層鋼絲的母相(鋼絲)與鍍覆主體層的界面。也就是說，F(xiàn)e-Al 系合金生成層與鋼絲和鍍覆主體層雙方直接連接形成。換而言之，在本發(fā)明的一方式的鍍 層鋼絲中，介于鋼絲與鍍覆主體層之間的層只是 ^-Al系合金生成層，除此以外，實(shí)質(zhì)上不 含具有對(duì)鍍層鋼絲的耐蝕性及疲勞特性有影響的尺寸及厚度的層。在上述意思中，本發(fā)明 的一方式的Si-Al鍍層鋼絲包含鋼絲、鍍覆主體層、形成于上述鋼絲與上述鍍覆主體層之 間的 ^-Al系合金生成層，另外，在以下規(guī)定的Si-Al鍍層的成分中，包含鍍層(鍍覆主體層)及合金層Pe-Al系合金生成層)的成分。Al不是通過Si這樣的替代防蝕效果，而是通過在鍍層表面形成致密的氧化皮膜 來提高耐蝕性的元素。為了提高Si-Al鍍層的耐蝕性，需要添加3%以上的Al。進(jìn)而，優(yōu)選 在^i-Al鍍層中添加相當(dāng)于Si-Al的共晶點(diǎn)的6%以上的Al。在含有6%以上Al的Si-Al 鍍層中，在凝固時(shí)與富Si相相比富Al相先析出(也就是說生成富Al初晶)，表面通過致密 的氧化皮膜來防蝕，耐蝕性顯著提高。另外，為了使富Al相增加，提高耐蝕性，優(yōu)選將Si-Al 鍍層的Al量規(guī)定為8%以上。進(jìn)而，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)&ι-Α1鍍層鋼絲的鍍層的Si-Al系合金層對(duì)加工性及疲勞 特性有影響。如圖2所例示，鍍層中的Si-Al系合金層含有以Al及Si為主成分的面心立 方結(jié)構(gòu)(fee)的初晶富Al相1、和圍住該初晶且含有較多Si的共晶部分2。該共晶部分2 含有Si的六方最密結(jié)構(gòu)(hep)和Al的面心立方晶格(fee)的共晶組織。這里，初晶富Al 相1是固溶了 Si的α Al相(含有α IAl相)。后述的初晶富Si相是固溶了 Al的Si相。 根據(jù)本發(fā)明者們的研究，得知如果Si-Al系合金層的初晶即初晶富Al相或初晶富Si相粗 大化，則在對(duì)鍍層鋼絲進(jìn)行彎曲加工時(shí)，沿著富Al相和富Si相的邊界，在ai-Ai系合金層 中發(fā)生龜裂。因此，優(yōu)選富Al相具有微細(xì)的組織(晶體粒徑)。如果增加Al量則耐蝕性的提高效果增大，但如果Al量超過15%則效果飽和，此外 鍍層的熔點(diǎn)提高，在操作上是不利的。因此，將&1-A1鍍層的Al量的上限限制在15%。另 外，Zn-Al鍍層中的Al量可根據(jù)鍍?cè)≈械腁l濃度來控制。Si-Al鍍層中所含的!^e從鋼絲的表面擴(kuò)散，在鍍層與鋼絲的界面主要形成含有!^e 和Al的合金層O^e-Al系合金生成層)。因此，Zn-Al鍍層中的!^e隨著合金層O^e-Al系合 金生成層)的厚度變化。如果Si-Al鍍層中的狗超過3.0%，則合金層過厚，因而疲勞特 性容易變差。因此，為了兼顧鍍層與鋼絲的密合性及疲勞特性，將Si-Al鍍層中的狗量限 制在3.0%以下。此外，為了提高疲勞特性，優(yōu)選減薄合金層的厚度。因此，更優(yōu)選將Si-Al 鍍層中的1 量限制在一定量以下。在1500ΜΙ^級(jí)時(shí)，優(yōu)選將狗量限制在3.0%以下。在 1800MPa級(jí)及2000MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選將！^量限制在2. 0%以下。另一方面，如果在鍍層與鋼 絲的界面處形成合金層O^e-Al系合金生成層)，則鍍層和鋼絲可靠地密合。因此，優(yōu)選在 Zn-Al鍍層中含有0. 01%以上的佝。優(yōu)選在S1-Al鍍層中進(jìn)一步添加Si。另外，Si-Al鍍層中的Si量通過Si-Al鍍?cè)?中的Si含量來控制。Si是對(duì)生成于鍍層和鋼絲的界面處的合金層O^e-Al系合金生成層)的生長進(jìn)行 抑制的元素。在鍍層與鋼絲的界面，為了抑制合金層的局部生長，優(yōu)選將Si-Al鍍層中含有 的Si量規(guī)定為0. 05%以上。另一方面，如果Si-Al鍍層的Si超過2. 0%，則抑制合金層的 厚度增加的效果飽和，鍍層本身變硬，有時(shí)降低疲勞特性。因此，優(yōu)選將Si-Al鍍層的Si量 的上限限制在2. 0%以下。為了進(jìn)一步提高疲勞特性，優(yōu)選將&1-A1鍍層的Si量的上限限 制在1. 5%以下。此外，如果含有Si，與合金層的生長相關(guān)的鍍?cè)〉臏囟群屠鋮s速度的影響被緩和。 因此，在鍍?cè)〉臏囟雀邥r(shí)、或冷卻速度低時(shí)，為了抑制合金層的生長，優(yōu)選含有Si。另外，關(guān)于&1-A1鍍層的化學(xué)成分，可通過在添加有酸洗腐蝕抑制劑的酸中在常 溫下浸漬幾分鐘，在使其溶解后，通過感應(yīng)耦合等離子體(ICP)發(fā)射光譜分析、原子吸光法
11對(duì)溶液進(jìn)行分析。此外也可用JIS H0401中示出的方法進(jìn)行分析。例如，是將六亞甲基四 胺溶解于鹽酸中，在用水稀釋溶液而成的試驗(yàn)液中溶解鍍層，用ICP對(duì)溶液進(jìn)行化學(xué)分析 的方法。在該方法中，鍍層及合金層O^e-Al系合金生成層)溶解。此外，也可以對(duì)鍍層鋼 絲實(shí)施彎曲等加工，機(jī)械地使鍍層及合金層從鋼絲剝離，通過對(duì)剝離的Si-Al鍍層進(jìn)行化 學(xué)分析來測定。Zn-Al鍍層的化學(xué)成分中，除Al、Si、Fe以外的余量為Si及不可避免的雜質(zhì)。這 里，所謂不可避免的雜質(zhì)，是指Mg、Cr、Pb、Sb、Sn、Cd、Ni、Mn、Cu、Ti等在鍍覆過程中不可避 免地混入的元素。另外，這些不可避免的雜質(zhì)的含量合計(jì)優(yōu)選為以下。接著，對(duì)S1-Al鍍層的鍍層組織進(jìn)行說明。鍍層組織是凝固組織。如果對(duì)熔融Si-Al進(jìn)行冷卻，則在Al濃度低于共晶點(diǎn) (6%)時(shí)，首先初晶即富ai層(初晶富ai相)析出，然后生成將其埋沒的ai-Ai的富Ai 相(共晶)。另一方面，當(dāng)Al濃度在共晶點(diǎn)以上時(shí)，首先初晶即富Al相析出，然后以將其埋 沒的方式生成富ai相(共晶)。如果先析出的初晶(初晶富Al相或初晶富Si相)粗大，則成為鍍層的裂紋及剝 離的起點(diǎn)，疲勞強(qiáng)度降低。因此，為了不對(duì)疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生不良影響，而將鍍層的初晶粒徑限 定在ΙΟμπι以下。進(jìn)而，為了提高疲勞強(qiáng)度，優(yōu)選將初晶粒徑規(guī)定在5μπι以下。初晶的微 細(xì)化通過使鍍?cè)〉臏囟冉档?、加快鍍覆后的冷卻速度、及兩者并用來進(jìn)行。因此，為了使初 晶在ΙΟμπι以下，需要一邊兼顧使鍍?cè)〉臏囟冉档?、及加快鍍覆后的冷卻速度、即將鋼絲從 鍍?cè)≈械跗鸩⒗鋮s時(shí)的冷卻速度等一邊進(jìn)行。此外，根據(jù)鍍?cè)囟?、鍍覆后的冷卻速度等操 作上的制約，優(yōu)選將初晶粒徑的下限規(guī)定為1 μ m以上。初晶有時(shí)為圓形，但通常多為橢圓形。在初晶為橢圓形時(shí)，以長徑和短徑的平均值 的形式求出初晶粒徑。另外，初晶粒徑也可以通過對(duì)SEM組織照片進(jìn)行圖像處理來求出當(dāng) 量圓直徑。此外，在鍍覆后的冷卻速度快時(shí)，初晶的形態(tài)有時(shí)呈樹枝狀。在這樣的情況下， 以樹枝寬度的形式測定初晶粒徑。初晶粒徑的測定可采用SEM進(jìn)行測定。在本發(fā)明中，以 2000倍對(duì)10個(gè)視場或10個(gè)視場以上進(jìn)行拍照，測定初晶粒徑，求出其平均值。進(jìn)而，對(duì)生成于Si-Al鍍覆的鍍層與鋼絲的母相的界面處的合金層O^e-Al系合金 生成層)進(jìn)行說明。如果存在于Si-Al鍍覆的鍍層與鋼絲的母相的界面處的合金層O^e-Al系合金生 成層)的厚度超過5 μ m，則Si-Al鍍層鋼絲的疲勞特性變差，因此將上限限制在5 μ m。進(jìn) 而，優(yōu)選將合金層的厚度規(guī)定為3μπι以下。該合金層的厚度的實(shí)際的下限值為lOnm。另一 方面，為了提高Si-Al鍍層與鋼絲的密合性，優(yōu)選將合金層的厚度的下限規(guī)定為0. 05 μ m以 上。要使合金層的厚度在5μπι以下，如在后述的實(shí)施例中具體地例示，可通過增加鍍層中 的Si含量、降低鍍?cè)囟?、縮短被鍍鋼絲的浸漬時(shí)間及加快鍍覆后的冷卻速度、以及它們 的并用來進(jìn)行。例如，在鍍?cè)囟雀邥r(shí)，或在減慢冷卻速度時(shí)，可通過增加Si含量來使合金 層的厚度在5μπι以下。在本發(fā)明中，合金層O^e-Al系合金生成層)的厚度的測定采用透射電子顯微鏡 (TEM)進(jìn)行。根據(jù)合金層的厚度以5000 20000倍進(jìn)行TEM觀察，根據(jù)倍率拍攝10個(gè)視場 或10個(gè)視場以上的組織照片，求出合金層厚度的平均值。此外，通過利用TEM的觀察和能 量分散型X射線分光法(EDQ能夠確認(rèn)鍍層與鋼絲的母相的界面處存在合金層。也可以利
12用高分辨率的場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)及EDS確認(rèn)合金層。在以往技術(shù)即二浴式的&1-A1合金鍍覆方法中，在第一浴中進(jìn)行Si浴，在第二浴 中進(jìn)行10 % Al-Zn浴。其結(jié)果是，在鍍覆部分G和基底金屬S的界面形成 ^-Ζη-Al合金 層A (圖1A)。該!^-Zn-Al合金層A由于硬度較高，因此有時(shí)成為疲勞破壞的龜裂發(fā)生部位 (圖1B)。應(yīng)力集中在!^-Zn-Al合金層A的該龜裂處，結(jié)果有時(shí)龜裂進(jìn)一步擴(kuò)展到鋼絲的 基底金屬層S (圖1C)。另一方面，本發(fā)明的一方式的合金層O^e-Al系合金生成層)的合金部分如以下詳 述，實(shí)質(zhì)上不含ai，是無ai合金或低ai合金(Ai-狗柱狀晶)。即使在該合金層附近含有 少量的殘留W,Zn也單獨(dú)地存在于Al及狗的合金的柱狀晶的間隙間。因此，合金層的 合金部分實(shí)質(zhì)上由Al及!^e的合金形成。該!^e-Al系合金生成層與上述的 ^-Ζη-Al合金 層A相比較，疲勞特性優(yōu)異，不易發(fā)生疲勞破壞。合金層的合金部分在Si-Al鍍層不含Si時(shí)，由AUe的柱狀晶的層和Al5F^的 柱狀晶的層形成。即，在合金層的金屬組織組成中，上述兩種柱狀晶是最多含有的種類的組 織。也就是說，合金層是多層結(jié)構(gòu)，鋼絲側(cè)的層(下層)為狗比率高、合金化進(jìn)展的Alfe2, 鍍層側(cè)的層(上層)為合金化度低的Al3. Je。如果形成這樣的多層結(jié)構(gòu)，則層本身的內(nèi)部 應(yīng)力降低及下層與上層的界面的應(yīng)力差減少，可以推斷鍍層的密合性更加提高。另一方面，在Si-Al鍍層含Si時(shí)，在由上述的Al3. Je的柱狀晶的層和Al5F^的柱 狀晶的層形成的合金層(稱為柱狀晶層)與鍍層之間，生成由Al-Fe-Si的粒狀晶形成的層 (稱為粒狀晶層)。因此，認(rèn)為在添加有Si的Si-Al鍍層中，粒狀晶層可抑制狗從鋼絲向 Zn-Al鍍層的擴(kuò)散，抑制柱狀晶層的生長。此外，粒狀晶層緩和柱狀晶層與鍍層的界面的應(yīng) 力差，其結(jié)果是，可推斷出表現(xiàn)出更良好的密合性。特別是，鍍?cè)囟群屠鋮s速度對(duì)因Si的含有而產(chǎn)生的粒狀晶層的生成的影響小。 其原因雖不明確，但因Si的含有而產(chǎn)生的粒狀晶層的生成即使在鍍?cè)囟然蚶鋮s速度變 動(dòng)時(shí)，對(duì)于抑制合金層的生長也是有效的。此外，粒狀晶層緩和柱狀晶層與鍍層的界面的應(yīng) 力差，其結(jié)果是，可推斷表現(xiàn)出更良好的密合性。另外，Al5F^的柱狀晶、Al3.fe的柱狀晶、Al-Fe-Si的粒狀晶可通過利用TEM的組 織觀察及電子射線衍射來確定、鑒定晶體結(jié)構(gòu)。此外，合金層中有時(shí)存在微細(xì)的粒狀的由ai 或&1-A1構(gòu)成的相。該由Si或&1-A1構(gòu)成的相存在于AUe的柱狀晶的晶界、Al5Fe2的 柱狀晶的晶界、柱狀晶層的上層與下層的界面、柱狀晶層與粒狀晶層的界面。接著，對(duì)本發(fā)明的&1-A1鍍層鋼絲的特性進(jìn)行說明。扭曲次數(shù)扭曲次數(shù)是扭曲試驗(yàn)中的到斷裂為止的扭曲次數(shù)，是鋼絲的延展性指 標(biāo)。本發(fā)明者們首次探明，如果扭曲次數(shù)達(dá)到18次以上，則ai-ΑΙ鍍層的延展性高，疲勞特 性、特別是腐蝕疲勞特性顯著提高。因此，采用50根、優(yōu)選100根試驗(yàn)片進(jìn)行了扭曲試驗(yàn)， 所有試驗(yàn)片的扭曲次數(shù)都在18次以上，優(yōu)選扭曲次數(shù)的最小值為18次以上。扭曲試驗(yàn)采用可得到絲徑的100倍的夾緊間隔的試驗(yàn)片來進(jìn)行。將從Si-Al鍍層 鋼絲采取的試驗(yàn)片的兩端按絲徑的100倍的間隔夾緊，一邊以不松弛的程度拉緊，一邊使 夾緊部的一方朝向同一方向旋轉(zhuǎn)。扭曲速度為IOrpm，進(jìn)行扭曲試驗(yàn)，評(píng)價(jià)斷裂時(shí)的扭曲次 數(shù)。此外，從制造的Si-Al鍍層鋼絲連續(xù)地采取50根、優(yōu)選100根扭曲試驗(yàn)片，進(jìn)行扭曲試 驗(yàn)。
疲勞極限疲勞極限和抗拉強(qiáng)度的比優(yōu)選為0. 22以上。其理由是為了與鍍層鋼絲 的抗拉強(qiáng)度的增加相應(yīng)地提高設(shè)計(jì)應(yīng)力。如果疲勞極限與抗拉強(qiáng)度的比達(dá)到0. 22以上，則 高疲勞強(qiáng)度化的優(yōu)點(diǎn)增大，可實(shí)現(xiàn)橋梁的長壽命化。為了更加提高橋梁的耐久性，疲勞極限 與抗拉強(qiáng)度的比更優(yōu)選為0. 25以上。在本發(fā)明中，通過局部脈動(dòng)拉伸疲勞試驗(yàn)評(píng)價(jià)了 &1-A1鍍層鋼絲的疲勞特性。根 據(jù)鍍層鋼絲的抗拉強(qiáng)度固定最小應(yīng)力，通過使最大應(yīng)力變化，求出重復(fù)數(shù)為200萬個(gè)循環(huán)的 疲勞極限(從最大應(yīng)力減去最小應(yīng)力而得出的值)。最小應(yīng)力以1500MPa的鋼絲的490MPa 為基準(zhǔn)，按照抗拉強(qiáng)度使最小應(yīng)力變化。例如，在1600MPa的鋼絲時(shí)，以490X1600/1500 計(jì)算最小應(yīng)力，為523MPa。此外，例如，在1800MPa的鋼絲時(shí)，以490X1800/1500計(jì)算最小 應(yīng)力，為588MPa。此外，例如，在2100MPa的鋼絲時(shí)，以490X2100/1500計(jì)算最小應(yīng)力，為 686MPa。接著，對(duì)疲勞特性優(yōu)良的高強(qiáng)度ai-Ai鍍層鋼絲的制造時(shí)采用的線材進(jìn)行說明。 另外，所謂線材，是冷拉絲加工前的原材料，可通過在熱軋后對(duì)軋制線材實(shí)施鉛淬火處理來 制造。從拉絲加工性和強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，在鋼絲的母相的金屬組織組成中，優(yōu)選拉絲加 工珠光體組織是含有最多的種類的組織。更優(yōu)選線材的組織全體實(shí)質(zhì)上是珠光體。此外，拉 絲加工前的線材的珠光體組織分率與ai-Ai鍍層鋼絲的拉絲加工珠光體組織的分率大致 相同。因此，如果拉絲加工前的線材的鐵素體、貝氏體等非珠光體組織的分率增加，則ai-Ai 鍍層鋼絲的疲勞特性及延展性有時(shí)降低，優(yōu)選線材的珠光體組織分率為92%以上。更優(yōu)選 珠光體組織的分率為95%以上。珠光體的組織分率是用SEM以2000的倍率對(duì)10個(gè)視場以 上進(jìn)行拍照，通過圖像處理測定珠光體組織的面積分率，求出其平均值而得出的值。另外， 觀察的位置是距離線材的表層為d/4的位置(d 鋼絲直徑)。此外，拉絲加工前的線材的珠 光體可從Si-Al鍍層鋼絲的珠光體分率來推斷。珠光體組織的塊尺寸是對(duì)線材的拉絲加工性、及拉絲加工后的Si-Al鍍層鋼絲的 扭曲次數(shù)和疲勞特性有影響的因子。如果珠光體組織的塊尺寸在25μπι以下，則能夠抑制 拉絲加工性的降低及扭曲次數(shù)、疲勞特性的變差。因此，珠光體組織的塊尺寸的優(yōu)選的上限 為25μ 以下。關(guān)于珠光體組織的塊尺寸的測定方法，一般可用腐蝕坑法、或電子背散射衍射圖 像法(EBSD =Electron Back Scatter Diffraction Pattern 法)進(jìn)行測定。在本發(fā)明中， 為了高精度地測定珠光體組織的塊尺寸，采用EBSD法。珠光體組織的塊尺寸的測定在距離 線材的表層為d/4(d 鋼絲直徑)的位置進(jìn)行，求出3個(gè)視場的平均值。另外，塊尺寸對(duì)熱軋的精軋溫度、熱軋后的冷卻速度、Mo、V、B、Al、Ti、Nb、Zr等合 金元素產(chǎn)生影響。因此，根據(jù)熱軋機(jī)的能力，通過調(diào)整制造條件、合金元素的種類和添加量 來控制珠光體組織的塊尺寸。線材的珠光體組織中的滲碳體厚度影響拉絲加工后的鋼絲的延展性，對(duì)Si-Al鍍 層鋼絲的疲勞特性也有影響。如果ai-Ai鍍層鋼絲的滲碳體厚度增加，則拉絲加工性時(shí)的 滲碳體的加工性降低。其結(jié)果是，Zn-Al鍍層鋼絲的扭曲次數(shù)變差的頻率增加，疲勞特性有 些降低。因此，優(yōu)選將線材的滲碳體厚度規(guī)定在0. 03 μ m以下。在珠光體組織中，即使是相同的片間距離，滲碳體厚度也是C量越增加，則變得越厚。此外，拉絲加工后的Si-Al鍍層鋼絲的珠光體組織的滲碳體厚度及C量影響線材的滲 碳體厚度及C量。因而，對(duì)線材的滲碳體厚度及C量與Si-Al鍍層鋼絲的扭曲次數(shù)及疲勞 特性的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查。其結(jié)果探明在ISOOMPa級(jí)時(shí)，只要滲碳體厚度在0. 03 μ m以下 且C量在0. 027XC%以下，即使是高強(qiáng)度的Si-Al鍍層鋼絲，也可得到良好的扭曲次數(shù)和疲 勞特性。在2000ΜΙ^級(jí)時(shí)，將上述C量規(guī)定為0.(^6XC%以下。因此，優(yōu)選將線材的滲碳 體厚度規(guī)定為0.03 μ m以下，且C量在0.027X以下(1800ΜΙ^級(jí))或0.026X以下 (2000MPa 級(jí))。本發(fā)明的線材的滲碳體厚度采用TEM進(jìn)行。TEM觀察中采用的試樣從熱軋后卷成 卷狀的軋制線材的線材重疊部采取，將d/4(d:鋼絲直徑)的部位作為觀察視場。TEM觀察 通過選擇與滲碳體板垂直的視場，進(jìn)行10000 20000倍的拍照，按10個(gè)視場以上的平均 值求出滲碳體厚度。此外，如果線材的抗拉強(qiáng)度增大，則拉絲加工后的鋼絲的強(qiáng)度也增大。如果線材的 抗拉強(qiáng)度在1250MPa以上，則在通過拉絲加工使Si-Al鍍層鋼絲的抗拉強(qiáng)度超過1800MPa 時(shí)，能夠抑制延展性的降低。此外，如果線材的抗拉強(qiáng)度在1350MPa以上，則在通過拉絲加 工使Si-Al鍍層鋼絲的抗拉強(qiáng)度超過2000MPa時(shí)，能夠抑制延展性的降低。此外，如果使線 材的長度方向的強(qiáng)度偏差在50MPa以下，則能夠抑制鍍層鋼絲的扭曲次數(shù)的降低、疲勞特 性的降低。本發(fā)明的線材的抗拉試驗(yàn)通過將卷成卷狀的線材的1卷分成12等分，采取抗拉 試驗(yàn)片來進(jìn)行。此外，在求出線材的抗拉強(qiáng)度的偏差時(shí)，從3卷線卷采取試驗(yàn)片，進(jìn)行合計(jì) 36根的拉伸試驗(yàn)，求出其抗拉強(qiáng)度的最大值和最小值。接著，對(duì)本發(fā)明的ai-Α 鍍層鋼絲的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的ai-Α 鍍層鋼 絲可通過熱軋后的鉛淬火處理、拉絲加工、用一浴法進(jìn)行助鍍劑處理、熱浸鍍ai-Ai的工序 來制造。本發(fā)明的線材可通過對(duì)鋼坯進(jìn)行熱軋，然后直接對(duì)熱軋線材實(shí)施在1500MI^級(jí)時(shí) 在500 600°C的鹽浴、在1800MPa級(jí)及2000MPa級(jí)時(shí)在520 600°C的鹽浴中冷卻的軋制 鉛淬火處理來制造。另一方面，在通用的材料的制造中，多采用對(duì)熱軋線材進(jìn)行再加熱，然 后浸漬在1 浴中的再加熱鉛淬火處理。通過軋制鉛淬火處理制造的線材(軋制鉛淬火材料)的強(qiáng)度高于通過再加熱鉛淬 火處理制造的線材(再加熱鉛淬火材料)。因此，本發(fā)明的線材能通過小的拉絲加工變形來 提高鋼絲的強(qiáng)度，Zn-Al鍍層鋼絲的扭曲次數(shù)及疲勞特性顯著提高。熱軋后的冷卻速度如果熱軋后直到將線材浸漬在鹽浴中的冷卻速度過慢，則容 易在冷卻中產(chǎn)生粗大的珠光體組織。因此，為了提高拉絲加工性，優(yōu)選將冷卻速度規(guī)定為 IO0C /s 以上。鹽浴溫度在1600MPa級(jí)的鋼絲時(shí)，優(yōu)選將鹽浴溫度規(guī)定為500 600°C。此外， 在1800MPa級(jí)或2000MPa級(jí)的鋼絲時(shí)，優(yōu)選將鹽浴溫度規(guī)定為520 600°C。只要將鹽浴溫度規(guī)定在上述下限溫度以上，就能夠抑制使拉絲加工性及疲勞特性 變差的貝氏體組織的發(fā)生頻率。另一方面，只要將鹽浴溫度規(guī)定在上述上限溫度以下，就能 夠確保珠光體組織的適合的微細(xì)性。因此，為了提高Si-Al鍍層鋼絲的強(qiáng)度、延展性及疲勞 特性，優(yōu)選將鹽浴溫度限制在上述范圍。接著，在本發(fā)明中，以進(jìn)行了軋制鉛淬火處理的線材作為原材料，進(jìn)行冷拉絲加
15工。拉絲加工變形在將本發(fā)明的線材作為原材料時(shí)，為了控制&1-A1鍍層鋼絲的強(qiáng) 度，在1500ΜΙ^級(jí)時(shí)，優(yōu)選拉絲加工變形按實(shí)際變形計(jì)為1. 3 2. 0的范圍，在1800MPa級(jí) 及2000MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選按實(shí)際變形計(jì)為1. 5 2. 0的范圍。另外，為控制Si-Al鍍層鋼絲的 強(qiáng)度而進(jìn)行的拉絲加工變形根據(jù)鉛淬火處理后的線材的強(qiáng)度、使拉絲加工時(shí)的加工硬化率 變化的鋼的成分組成、各拉模的斷面收縮率或拉絲加工速度等拉絲加工條件而變化。因此， 為了得到所希望的強(qiáng)度，通過在上述范圍內(nèi)適宜調(diào)整拉絲加工變形來對(duì)本發(fā)明的Si-Al鍍 層鋼絲進(jìn)行拉絲加工。這里，所謂拉絲加工的實(shí)際變形，是用2Χ1η(拉絲前的絲徑/拉絲 后的絲徑)表示的值(In表示自然對(duì)數(shù))。拉絲加工時(shí)的鋼絲的溫度作為拉絲加工時(shí)的鋼絲的溫度，為了抑制滲碳體的分 解，抑制C的擴(kuò)散，優(yōu)選將其控制在250°C以下。如果拉絲加工時(shí)的鋼絲的溫度在250°C以 下，則可抑制鐵素體中的C濃度的增加，確保優(yōu)良的延展性。為了提高Si-Al鍍層鋼絲的扭 曲特性，更優(yōu)選將拉絲加工時(shí)的鋼絲的溫度控制在200°C以下。鋼絲的溫度可通過接觸式溫 度計(jì)、放射溫度計(jì)等來測定。此外，作為控制拉絲加工時(shí)的鋼絲溫度的方法，有應(yīng)用冷卻拉 絲技術(shù)、降低拉絲速度、采用摩擦系數(shù)低的拉絲潤滑劑、適當(dāng)?shù)睦Ｐ螤?、適當(dāng)?shù)拿總€(gè)拉模 的斷面收縮率等多種方法，這些技術(shù)可以單獨(dú)使用，也可以組合使用。進(jìn)而，在本發(fā)明中，優(yōu)選在拉絲加工后對(duì)鋼絲進(jìn)行輥式矯直加工、加熱處理中的一 方或雙方。在加熱處理中，例如在1800MPa級(jí)時(shí)，在400 500°C將鋼絲保溫1 60s。在 2000MPa級(jí)時(shí)，在450 550°C將鋼絲保溫1 60s。輥式矯直加工輥式矯直加工具有使鋼絲的殘余應(yīng)變降低、使伴隨著高強(qiáng)度化而 變差的扭曲次數(shù)提高的效果。其結(jié)果是，最終能夠提高ai-Ai鍍層鋼絲的疲勞特性。加熱處理加熱處理也表現(xiàn)出使鋼絲的殘余應(yīng)變降低、使扭曲次數(shù)及疲勞特性提 高的效果。為了得到此效果，優(yōu)選將加熱處理的溫度規(guī)定在上述溫度范圍的下限溫度以上。 另一方面，為了確保鋼絲的強(qiáng)度，優(yōu)選將加熱溫度規(guī)定為上述溫度范圍的上限溫度以下。此 外，為了得到加熱處理的效果，優(yōu)選將保溫時(shí)間規(guī)定在Is以上。另一方面，為了確保鋼絲的 強(qiáng)度，優(yōu)選將保溫時(shí)間規(guī)定為60s以下。作為加熱方法，例如，可采用加熱爐、在控制了溫度 的浴中的浸漬等通常的熱處理方法。在拉絲加工后或者在進(jìn)一步對(duì)上述鋼絲實(shí)施了輥式矯直加工、上述加熱處理后， 進(jìn)行ai-Ai鍍覆。關(guān)于ai-Ai鍍覆，可采用將成為基材的鋼絲浸漬在按與規(guī)定的鍍層組成 相同的配合比例含有ai-Ai、及根據(jù)需要而含有的Si的熔融金屬浴中等方法。另外，在將被 鍍鋼絲浸漬在鍍?cè)≈兄?，為了改善被鍍鋼絲的鍍覆潤濕性、鍍覆密合性，一般實(shí)施堿脫脂 處理、酸洗處理。在將被鍍鋼絲浸漬在鍍?cè)≈兄埃M(jìn)行助鍍劑處理。在以往技術(shù)即二浴式的Si-Al合金鍍覆方法中，采用以氯化銨作為主成分的助鍍 劑?？墒?，在以往的氯化銨助鍍劑處理后，即使進(jìn)行ai-Ai合金鍍?cè)″兏?，鍍層也不良好?附著。這是因?yàn)槁然@助鍍劑在含有Al的ai-ΑΙ鍍?cè)≈蟹纸狻Ｔ谝酝夹g(shù)中，為了避免此 問題，需要進(jìn)行利用鍍ai的預(yù)鍍處理。因此，實(shí)施了作為整體包含兩次鍍覆工序的二浴式 的ai-Ai合金鍍覆方法。在本發(fā)明的一方式的方法中，不進(jìn)行利用鍍Si的預(yù)鍍處理。取代其而開發(fā)了含有
16氯化銨以外的成分的助鍍劑。通過采用以下記載的助鍍劑，能夠使Si-Al鍍層高效率地附助鍍劑處理作為助鍍劑處理，采用氯化鋅、氯化銨、堿金屬的氯化物、氟化物、氯 化錫等。作為助鍍劑，優(yōu)選以氯化鋅為主成分，并含有氯化鉀、氟化錫的助鍍劑，也可以進(jìn)一 步含有氯化銨、堿金屬的氯化物、氯化錫中的1種或2種以上。在實(shí)施了助鍍劑處理后，使被 鍍鋼絲干燥，然后浸漬在鍍?cè)≈?。助鍍劑的組成沒有特別的限定，例如可以使用在助鍍劑總 濃度為10 40%的水溶液中Si2+離子為30 40%、K+離子為8 12%、Sn2+離子為2 3%,CF離子和F_離子合計(jì)為45 60%、且pH為0. 5 2. 0的范圍的組成。助鍍劑的浸 漬時(shí)間優(yōu)選為0. 以上。在本發(fā)明中，作為助鍍劑以外的處理方法，可采用在無氧化爐和還原爐的復(fù)合熱 處理或采用總還原爐將被鍍鋼絲加熱還原退火后，浸漬在鍍?cè)≈?，然后吊起的方法。ai-Ai 鍍覆后可以利用下述方法，該方法連續(xù)地采用以氣體擦拭方式等進(jìn)行規(guī)定的鍍層附著量的 控制、然后進(jìn)行冷卻的工序。Zn-Al鍍?cè)≈械腁l濃度可根據(jù)所希望的&ι_Α1鍍層中的Al量在3. 0 15. 0%的 范圍內(nèi)調(diào)整。在提高鍍層的耐蝕性的情況下，優(yōu)選將Al量規(guī)定為6.0%以上，更優(yōu)選規(guī)定為 8. 0%以上。此外，當(dāng)在&1-A1鍍層中含有Si時(shí)，根據(jù)所希望的&1-A1鍍層中的Si量，添加 2.0%以下。實(shí)際上Si添加量的下限值為0.01%以上。為了抑制合金層的生長，優(yōu)選添加 0.05%以上的Si。此外，為了抑制鍍層的硬化，優(yōu)選將Si量規(guī)定在1.5%以下。另外，熔融 Zn-Al鍍?cè)〉慕M成可通過從鍍?cè)≈腥樱芙庥邴}酸原液中，進(jìn)行化學(xué)分析來求出。此外，如果將被鍍鋼絲浸漬在熔融鍍?cè)≈?，則在鍍層與鋼絲母層的界面開始形成 合金層。另外，在從鍍?cè)≈械跗鸷?，合金層生長到鍍層鋼絲的溫度降低到大約300°C以下為 止。因此，界面的合金層厚度的控制可通過調(diào)整鍍?cè)囟取⒈诲冧摻z浸漬時(shí)間、鍍覆后的冷 卻速度等來進(jìn)行。具有適當(dāng)?shù)慕缑婧辖饘拥腻儗拥男纬蓷l件根據(jù)成為對(duì)象的鋼絲的種類、鍍?cè)〕?分及其溫度等的不同，最佳條件多少有些不同，因此不特別限定。在本發(fā)明中，例如，在是 Zn-IO% A1-0. 5Si鍍層時(shí)，由于凝固溫度為420°C左右，因此優(yōu)選在將鋼絲在440 520°C 的熔融金屬浴中浸漬1 60s后，以10 20°C /s的冷卻速度進(jìn)行冷卻。作為本發(fā)明對(duì)象 的鍍?cè)?，其凝固溫度根?jù)其浴組成而變化，其凝固溫度范圍大約為390 450°C。因此，在比 凝固溫度高20 100°C的鍍?cè)囟菺lO 550°C )的鍍?cè)≈校ㄟ^從浸漬時(shí)間為1 60s、 凝固后的冷卻速度為5 50°C /s的條件中分別選擇最佳的條件，能夠得到具有適當(dāng)?shù)暮辖?層的Si-Al鍍層鋼絲。另外，為了抑制合金層的生長，使初晶粒徑微細(xì)化，優(yōu)選將鍍?cè)≈械?浸漬時(shí)間規(guī)定為15s以下，將冷卻速度規(guī)定為10°C /s以上。實(shí)施例以下，通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的一方式的效果進(jìn)行更具體的說明。(第1實(shí)施例)對(duì)含有C 0. 77%, Si 0. 22%, Mn 0. 78%, P 0. 006%, S 0. 008%, Al 0. 031%, 余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)組成的鋼材進(jìn)行熱軋而形成線材。通過用525°C的鹽浴直接 對(duì)該線材進(jìn)行冷卻來實(shí)施鉛淬火處理。進(jìn)而，對(duì)該線材進(jìn)行冷拉絲加工，制造絲徑為4. 9mm 的鋼絲。在將鋼絲脫脂、酸洗后，在60°C的助鍍劑水溶液中浸漬10秒鐘，干燥后，按表1 3所示的條件，實(shí)施鍍覆。另外，通過擦拭將鍍層厚度調(diào)整到50 μ m。此夕卜，Si-Al鍍覆用的助鍍劑為助鍍劑總濃度為15%、pH為1.0的水溶液，調(diào)整到 Zn2+離子為30 40%、K+離子為8 12%、Sn2+離子為2 3%、Cr離子和F—離子合計(jì)為 45 50%。此外，作為熱浸鍍Si用的助鍍劑，采用7% NH4Cl水溶液。另外，試驗(yàn)No. 76 79是不進(jìn)行Si-Al鍍覆而進(jìn)行熱浸鍍鋅的試樣。此外，試驗(yàn) No. 85 90是采用在實(shí)施鍍Si后不進(jìn)行助鍍劑處理，而立即實(shí)施Si-Al系合金鍍覆的二浴 法而得到的試樣。表1及表2的鍍層組成通過在將ImL的市售的酸洗腐蝕抑制劑、140mL的HCl溶 解于IL的純水中而成的HCl中，在常溫下浸漬數(shù)分鐘，使鍍層和合金層O^e-Al系合金生成 層)溶解，進(jìn)行ICP分析來求出。對(duì)鍍層鋼絲進(jìn)行SEM觀察，測定母材的拉絲加工珠光體組織分率、鍍層的初晶粒 徑。此外，通過TEM觀察合金層O^e-Al系合金生成層)，測定合金層的厚度，評(píng)價(jià)界面合金 層的狀態(tài)。另外，界面合金層的狀態(tài)的評(píng)價(jià)如下。A 界面合金層為由Al5F^的柱狀晶、Al3Je的柱狀晶和i^_Al_Si的粒狀晶構(gòu)成 的3層B 界面合金層為由A15F%、A13.2!^的柱狀晶和Al的柱狀晶構(gòu)成的2層C 界面合金層為由 ^-Al的柱狀晶構(gòu)成的1層D 界面合金層為由Si-Fe或Si-Fe-Al構(gòu)成的1層鍍層鋼絲的耐蝕性的評(píng)價(jià)采用切斷成IOOmm長的鍍層鋼絲，進(jìn)行360小時(shí)鹽水噴 霧試驗(yàn)(JIS Z 2371)，以到產(chǎn)生紅銹為止的時(shí)間來進(jìn)行。符號(hào)的意思如下。A 到產(chǎn)生紅銹為止的時(shí)間為360小時(shí)以上
B 到產(chǎn)生紅銹為止的時(shí)間為300小時(shí)以上且低于360小時(shí)
C 到產(chǎn)生紅銹為止的時(shí)間為240小時(shí)以上且低于300小時(shí)
D 到產(chǎn)生紅銹為止的時(shí)間低于240小時(shí)
表1 3中示出鍍層組成和腐蝕試驗(yàn)結(jié)果、界面合金層觀察結(jié)果
表1
18
表1中，Al含量、Si含量的空欄表示沒有有意添加該元素。表權(quán)利要求
1. 一種耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度ai-Ai鍍層鋼絲，其特征在于，其是包 含鋼絲、和具有鍍覆主體層及生成于所述鋼絲的表層與所述鍍覆主體層的界面處的!^e-Al 系合金生成層的Si-Al鍍層的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼絲， 所述鋼絲的母相的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有 C 0. 70%以上且1. 2%以下、 Si :0.01%以上且2.5%以下、 Mn 0. 01%以上且0. 9%以下， 將P限制在0. 02%以下、 將S限制在0. 02%以下、 將N限制在0.01%以下， 余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)；在所述鋼絲的母相的金屬組織組成中，拉絲加工珠光體組織是最多含有的種類的組織；所述Si-Al鍍層的平均成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有 Al :3.0%以上且15.0%以下， 將1 限制在3.0%以下； 所述i^e-Al系合金生成層的厚度為5 μ m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼絲，其 特征在于所述鍍覆主體層中的初晶粒徑為10 μ m以下；所述鋼絲的母相的所述金屬組織組成中的所述拉絲加工珠光體組織的分率在90%以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼 絲，其特征在于在所述 ^-Al系合金生成層的金屬組織組成中，Al,2Fe的柱狀晶的層和 Al5Fe2的柱狀晶的層是最多含有的種類的組織。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼 絲，其特征在于所述Si-Al鍍層的平均組成以質(zhì)量％計(jì)還含有Si 0. 01%以上且2. 0%以 下。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼絲，其 特征在于在所述 ^-ΑΙ系合金生成層的金屬組織組成中，A^e的層、Al5Fe52的柱狀晶的 層和!^e-Al-Si的粒狀晶的層是最多含有的種類的組織。
6.根據(jù)權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al 鍍層鋼絲，其特征在于所述&1-A1鍍層的平均組成的Al量以質(zhì)量％計(jì)為6.0%以上且 15. 0%以下。
7.根據(jù)權(quán)利要求1 6中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al 鍍層鋼絲，其特征在于所述鋼絲的所述母相的成分組成以質(zhì)量％計(jì)還含有以下元素中的1種或2種以上 Cr 以上且0. 5%以下、 Ni 以上且1.0%以下、Cu 以上且0. 5%以下、 Mo 以上且0. 5%以下、 V 以上且0. 5%以下、 B 以上且0. 0070%以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求1 7中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al 鍍層鋼絲，其特征在于所述鋼絲的所述母相的成分組成以質(zhì)量％計(jì)還含有以下元素中的1種或2種以上 Al 以上且0. 以下、 Ti 以上且0. 以下、 Nb 以上且0. 05%以下、 Zr 以上且0. 以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求1 8中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al 鍍層鋼絲，其特征在于扭曲試驗(yàn)中的到斷裂為止的扭曲次數(shù)的最小值為18次以上。
10.根據(jù)權(quán)利要求1 9中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度 Zn-Al鍍層鋼絲，其特征在于局部脈動(dòng)拉伸疲勞極限與抗拉強(qiáng)度的比為0. 22以上。
11.一種耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度Si-Al鍍層鋼絲的制造方法，其特征 在于其是制造權(quán)利要求1 10中任一項(xiàng)所述的Si-Al鍍層鋼絲的方法，該方法包含以下處理在250°C以下的溫度下進(jìn)行所述鋼絲的拉絲加工的拉絲處理、 所述鋼絲的酸洗處理、 所述鋼絲的助鍍劑處理、對(duì)所述助鍍劑處理后的所述鋼絲進(jìn)行的Si-Al鍍覆處理；所述Si-Al鍍覆處理是制造所述鍍層鋼絲的方法所包含的唯一的所述鋼絲的鍍覆處理。
12.—種耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度&1-A1鍍層鋼絲的制造方法，其特征 在于其是權(quán)利要求11所述的ai-Α 鍍層鋼絲的制造方法，在所述&1-A1鍍覆處理中，將所述拉絲加工后的所述鋼材浸漬在以質(zhì)量％計(jì)含有 3.0%以上且15. 0%以下的Al的熔融&1-A1浴中。
13.—種耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度&1-A1鍍層鋼絲的制造方法，其特征 在于，其是權(quán)利要求11所述的ai-Α 鍍層鋼絲的制造方法，該方法還具有對(duì)鋼材進(jìn)行熱軋的工序；在熱軋后將所述鋼材浸漬在500°c以上且600°C以下的鹽浴中的鉛淬火處理。
14.根據(jù)權(quán)利要求11 13中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度 Zn-Al鍍層鋼絲的制造方法，其特征在于熔融Si-Al浴以質(zhì)量％計(jì)還含有Si :2.0%以下； 制造權(quán)利要求4、5、7 10中任一項(xiàng)所述的Si-Al鍍層鋼絲。
15.根據(jù)權(quán)利要求11 13中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度 Zn-Al鍍層鋼絲的制造方法，其特征在于熔融Si-Al浴的Al量以質(zhì)量％計(jì)為6.0%以上且15.0%以下，制造權(quán)利要求6 10中任一項(xiàng)所述的Si-Al鍍層鋼絲。
16.根據(jù)權(quán)利要求11 15中任一項(xiàng)所述的耐蝕性和疲勞特性優(yōu)良的橋梁用高強(qiáng)度 Zn-Al鍍層鋼絲的制造方法，其特征在于在所述拉絲加工后，進(jìn)一步實(shí)施輥式矯直加工、 400 500°C下保溫1 60s的加熱處理中的一方或雙方。
全文摘要
本發(fā)明的橋梁用高強(qiáng)度Zn-Al鍍層鋼絲包含鋼絲、和具有鍍覆主體層及生成于所述鋼絲的表層與所述鍍覆主體層的界面處的Fe-Al系合金生成層的Zn-Al鍍層，所述鋼絲的母相的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C0.70％以上且1.2％以下、Si0.01％以上且2.5％以下、Mn0.01％以上且0.9％以下，將P限制在0.02％以下，將S限制在0.02％以下，將N限制在0.01％以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)；在所述鋼絲的母相的金屬組織組成中，拉絲加工珠光體組織是最多含有的種類的組織；所述Zn-Al鍍層的平均成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有3.0％以上且15.0％以下的Al，將Fe限制在3.0％以下；所述Fe-Al系合金生成層的厚度為5μm以下。
文檔編號(hào)C22C38/04GK102137949SQ20108000245
公開日2011年7月27日 申請(qǐng)日期2010年6月23日 優(yōu)先權(quán)日2009年6月25日
發(fā)明者下田信之, 兒玉順一, 小坂誠, 山崎真吾, 樽井敏三 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社