JP3217589B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法Info
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高張力鋼棒の製造に適用するものである。具体的にはJ
IS G 3109 D種 1号 SBPD 130/
145のPC鋼棒の耐遅れ破壊特性の改善に関する。
曲げ強さ確保のため、PC鋼棒が補強材として用いられ
る。PCパイルの製造工程においてはまず、PC鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このPC鋼棒に引張強さの70
%の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
PC鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。PC鋼
棒は強度が145kgf/mm2 以上と高いうえに、コ
ンクリート中で強度の70%の張力を負荷された状態で
使用されるため、遅れ破壊が発生する可能性が高い。こ
のため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
旧オーステナイト粒を微細化する対策(特開平5−17
1356号公報)や、焼戻し温度を高くする対策(特開
平5−117811号公報)等が取られている。また、
遅れ破壊の原因となる水素の侵入を抑制するため、合金
元素の添加により耐腐食特性を向上させることも試みら
れている(特開平2−240236号公報、特開平2−
240237号公報、特開平2−240244号公
報)。更に合金元素の添加による高温焼戻しが耐遅れ破
壊特性を向上させるという提案もある。
いずれの方法も遅れ破壊の特徴である粒界破壊の抑制は
不十分で、耐遅れ破壊特性向上には完全とは言えない。
そこで本発明は上記のような事情に着目してなされたも
のであり、その目的は圧延温度と圧下率を規定すること
によってアスペクト比を制御し、遅れ破壊感受性が低い
高強度棒鋼を提供しようとするものである。
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の圧延における温度、圧下率の制御により遅れ破壊に要
する水素量が増加できる、つまり耐遅れ破壊特性が改善
できるとの知見を得て、本発明を完成するに至ったもの
である。
0.50%、Si:0.1〜2.0%、Mn:0.05
〜2.0%、P:0.015%以下、S:0.02%以
下、Al:0.005〜0.1%を含有し、さらに必要
に応じCr:0.1〜3.0%、Mo:0.05〜1.
2%、Ni:0.05〜2.0%、V:0.10〜0.
50%、Ti:0.005〜0.10%、Nb:0.0
05〜0.10%のうち1種または2種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼で、未再結
晶温度域で圧延後、水冷し、焼き戻された焼戻しマルテ
ンサイト組織からなり、JIS G 0551による旧
オーステナイト粒度番号が9以上であるとともにアスペ
クト比が2以上であり、限界拡散性水素量が0.39p
pm以上で,且つ強度が145kgf/mm2 以上であ
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒
であり、さらに上記成分の鋼を熱間圧延するに際し、温
度700℃以上850℃以下の未再結晶温度域で30%
以上の圧下率を与える工程を経た後、水冷することによ
ってマルテンサイト組織にした後、350〜500℃の
温度範囲で焼き戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に
優れた高強度鋼棒の製造方法である。
チをもつPC鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図2で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の70%の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、100℃/hourの昇温速度で加熱し測定を行う
が、水素の放出プロファイルには図3のように2つのピ
ークが現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散
し得る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義す
る。
性水素量をグラフ化すると図4の様になる。この図から
負荷後100時間たっても破断しない水素量Hcを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よってPC鋼棒での遅れ破壊クラックの発生と伝播現象
を調査した結果、次のことが判明した。すなわち、圧延
仕上げ温度を未再結晶温度域である700℃以上850
℃以下としこの温度域での圧下率を30%以上、好まし
くは50%以上とし、且つ冷却速度を150℃/sec
以上の範囲にして冷却することによって旧オーステナイ
ト結晶粒が伸長化され、アスペクト比が2以上、前記の
好ましい条件下では4以上であるマルテンサイト組織を
得る。このような組織を持つ鋼では亀裂が旧オーステナ
イト粒界に沿って伝播することが困難であり、したがっ
て粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要とする、
すなわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できることを見
出したのである。
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Cは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るためには0.15%以上必要である
が、0.5%を超えると靱性を劣化させるとともに耐遅
れ破壊特性も劣化させる元素であるために0.15%以
上0.5%以下とした。Siは鋼の脱酸および強度を高
めるのに必要な元素であり、0.1%以上添加する。
2.0%を超えると脆化の原因となるので、0.1%以
上2.0%以下とした。Mnは鋼の脱酸および焼入れ性
の確保のため0.05%以上必要であり、2.0%を超
えるとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析し粒界を脆
化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であ
るために0.05%以上2.0%以下とした。
凝固時にミクロ偏析し、さらにオーステナイト域加熱時
に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特
性を劣化させる元素であるために0.015%以下とし
た。Sは不可避的不純物であるが、オーステナイト域加
熱時に粒界に偏析し粒界を脆化させるとともに耐遅れ破
壊特性を劣化させる元素であるために0.02%以下と
した。Alは鋼の脱酸に有効な元素であるために0.0
05%以上必要であるが、0.1%を超えると靱性の劣
化を招くために0.005%以上0.1%以下とした。
焼戻し温度の影響を調べたところ、従来の高強度棒鋼に
比べて、Cr、Mo、Ni、V、Ti、Nbの添加が有
効であることを見出した。従って、必要に応じこれらの
元素の内、1種または2種以上を含有させる。
%以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために3.0%以下とした。
Moは鋼の焼入れ性を得るために、また焼戻し軟化抵抗
を有し400℃以上の焼戻し温度で安定して145kg
f/mm2 以上の引張荷重を得るのに0.05%以上必
要な元素であり、1.2%を超えるとその効果は飽和し
コストの上昇を招くために0.05%以上1.2%以下
とした。Niは靱性を向上させるとともに耐遅れ破壊特
性を向上させるために0.05%以上必要であるが、
2.0%を超えるとその効果は飽和しむしろコスト上昇
を招くために0.05%以上2.0%以下とした。
し、かつ水素との親和性に富み鋼中での水素の拡散・集
積を抑制することにより耐遅れ破壊特性向上に有効な元
素であるため、それぞれV:0.10%以上、Ti:
0.005%以上、Nb:0.005%以上必要であ
る。ただし多すぎるとその効果は飽和しむしろ靱性を劣
化させる元素であるためにそれぞれV:0.50%以
下、Ti:0.10%以下、Nb:0.10%以下とし
た。
551による粒度番号が9以上の微細粒では限界拡散性
水素量が多く、遅れ破壊特性が向上する。粒度番号が9
未満になると限界拡散性水素量は少なく、遅れ破壊特性
が悪化するため、粒度番号を9以上とした。次に本発明
で目的とする高強度PC鋼棒の遅れ破壊特性の向上に対
して最も重要な点である旧オーステナイト粒のアスペク
ト比の限定理由について述べる。図5に焼戻しマルテン
サイト組織からなるPC鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼ
す旧オーステナイト粒のアスペクト比の影響について解
析した一例を示す。アスペクト比が2未満では限界拡散
性水素量の向上効果が少ない、即ち遅れ破壊特性向上効
果が少ないため、アスペクト比を2以上に限定した。
所定の温度、圧下率で熱間圧延を行った後直ちに焼入れ
てマルテンサイト組織にした後、焼戻しを行うものであ
るが、次にこれらの製造条件の限定理由に付いて述べ
る。 圧延温度;圧延温度が850℃を超えると圧延時の再結
晶が顕著になり、アスペクト比が2以上のマルテンサイ
ト組織を得ることが困難である。一方、圧延温度が70
0℃未満では所定のアスペクト比の組織を得るに十分な
圧下率を確保できない。従って圧延温度を700℃以上
850℃に限定した。 圧下率;加熱温度;アスペクト比が2以上のマルテンサ
イト組織を得るには30%以上の圧下率が必要であるた
め圧下率を30%以上に限定した。 焼戻し温度;350℃未満の温度では粒界脆化が顕著に
なり、遅れ破壊特性が悪化する。500℃を超える温度
では強度が低下し、また安定して微細な粒界炭化物を得
ることが困難なため、加熱温度域を350℃以上500
℃以下とした。
ペクト比、引張強度、焼戻し温度、並びに既述の遅れ破
壊試験により求めた限界拡散性水素量を表2に示す。
(1)〜(20)は本発明の高張力鋼棒用鋼の成分、圧
延条件、熱処理条件に従ったものであり、(21)〜
(43)は比較鋼である。熱処理条件は、JIS G3
108 D種 1号 SBPD 135/145相当の
引張強度となるように行った。
(20)は、比較材である(21)〜(43)に比べて
限界水素量が高く、遅れ破壊しにくいこと、あるいは比
較鋼は添加元素が少なくその効果が見られないことが明
らかである。
度、アスペクト比を制御することによって、JIS G
3109 D種 1号 SBPD 130/145相
当の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたPC鋼棒
を製造できる。
性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
Claims (10)
- 【請求項1】 重量%で C :0.15〜0.50% Si:0.1〜2.0% Mn:0.05〜2.0% P :0.015%以下 S :0.02%以下 Al:0.005〜0.1% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
で、未再結晶温度域で圧延後、水冷し、焼き戻された焼
戻しマルテンサイト組織からなりJIS G 0551
による旧オーステナイト粒度番号が9以上であるととも
に、旧オーステナイト粒の長さと幅の比(以後アスペク
ト比とする)が2以上であり、限界拡散性水素量が0.
39ppm以上で,かつ強度が145kgf/mm2 以
上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強
度鋼棒。 - 【請求項2】 さらに重量%でCr:0.1〜3.0%
を含有することを特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項3】 さらに重量%で Mo:0.05〜1.2% を含有することを特徴とする請求項1又は2記載の耐遅
れ破壊特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項4】 さらに重量%で Ni:0.05〜2.0% を含有することを特徴とする請求項1〜3の何れか1項
に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項5】 さらに重量%で V :0.10〜0.50% Ti:0.005〜0.10% Nb:0.005〜0.10% のうち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1〜4の何れか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優
れた高強度鋼棒。 - 【請求項6】 重量%で C :0.15〜0.50% Si:0.1〜2.0% Mn:0.05〜2.0% P :0.015%以下 S :0.02%以下 Al:0.005〜0.1% を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間圧延するに際して温度700℃以上850℃以下
の未再結晶温度域で30%以上の圧下率を与える工程を
経た後、水冷することによってマルテンサイト組織にし
た後、350〜500℃の温度範囲で焼き戻すことを特
徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方
法。 - 【請求項7】 さらに重量%で Cr:0.1〜3.0% を含有することを特徴とする請求項6記載の耐遅れ破壊
特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。 - 【請求項8】 さらに重量%で Mo:0.05〜1.2% を含有することを特徴とする請求項6又は7記載の耐遅
れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。 - 【請求項9】 さらに重量%で Ni:0.05〜2.0% を含有することを特徴とする請求項6〜8の何れか1項
に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方
法。 - 【請求項10】 さらに重量%で V :0.10〜0.50% Ti:0.005〜0.10% Nb:0.005〜0.10% のうち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6〜9の何れか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優
れた高強度鋼棒の製造方法。
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JP11194294A JP3217589B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
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JPH07300652A JPH07300652A (ja) | 1995-11-14 |
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US10752969B2 (en) | 2015-03-10 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Steel for suspension spring and method of manufacturing same |
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JP4427012B2 (ja) | 2005-07-22 | 2010-03-03 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 |
MX2012014594A (es) * | 2010-06-14 | 2013-02-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Articulo moldeado y estampado en caliente, proceso para produccion de placa de acero para estampado en caliente, y proceso para produccion de un articulo moldeado y estampado en caliente. |
-
1994
- 1994-04-28 JP JP11194294A patent/JP3217589B2/ja not_active Expired - Lifetime
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