JP3233828B2 - スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ポール、パイルお
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関す
るものである。
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】ポール、パイルおよび建築、橋梁等のプ
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
【０００３】一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
【０００４】これに対して、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
【０００５】ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる従来
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
【０００６】また、特公平５−４１６８４号公報では、
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の如き実
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性および延
性の良好な強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼
棒を実現するとともにその製造方法を提供することを目
的とするものである。
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性および延
性の良好な強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼
棒を実現するとともにその製造方法を提供することを目
的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼入
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
【０００９】この方法は、電解水素チャージにより種々
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
【００１０】図１に拡散性水素量と遅れ破壊に至るまで
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
【００１１】限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
【００１２】そこで、高強度ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても遅れ破壊特性は大幅に向上でき
ないことがわかった。
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても遅れ破壊特性は大幅に向上でき
ないことがわかった。
【００１３】遅れ破壊が旧オーステナイト粒界に沿った
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
【００１４】そこで更に、オーステナイト粒界割れを防
止する手段について、種々検討を重ねた結果、組織形態
をベイナイトとマルテンサイトもしくは焼戻しマルテン
サイトの混合組織にし、且つＰＣ鋼棒の表層から軸中心
方向に少なくても半径の１０％にわたる領域において、
オーステナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比
（オーステナイト粒の長径／短径）が１．２以上である
組織を形成させれば、１３００ＭＰａを超えるような高
強度域でもオーステナイト粒界割れを防止できることを
発見した。
止する手段について、種々検討を重ねた結果、組織形態
をベイナイトとマルテンサイトもしくは焼戻しマルテン
サイトの混合組織にし、且つＰＣ鋼棒の表層から軸中心
方向に少なくても半径の１０％にわたる領域において、
オーステナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比
（オーステナイト粒の長径／短径）が１．２以上である
組織を形成させれば、１３００ＭＰａを超えるような高
強度域でもオーステナイト粒界割れを防止できることを
発見した。
【００１５】即ち、オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延
方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にしたベイ
ナイトと焼戻しマルテンサイトもしくはマルテンサイト
との混合組織の鋼は、破壊形態が粒内割れになるため、
限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格
段に向上すると言う全く新たな知見を見出したのであ
る。
方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にしたベイ
ナイトと焼戻しマルテンサイトもしくはマルテンサイト
との混合組織の鋼は、破壊形態が粒内割れになるため、
限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格
段に向上すると言う全く新たな知見を見出したのであ
る。
【００１６】さらに、上記のような組織形態の鋼は遅れ
破壊特性に加えて、延性、特に強度が高くなるほど劣化
する一様伸びに優れていることを見い出した。また、オ
ーステナイト粒を伸長化させる方法として、熱間圧延温
度と圧下率の最適な熱間圧延条件を選択することによっ
て、アスペクト比を１．２以上にさせることが可能であ
ることを明らかにした。
破壊特性に加えて、延性、特に強度が高くなるほど劣化
する一様伸びに優れていることを見い出した。また、オ
ーステナイト粒を伸長化させる方法として、熱間圧延温
度と圧下率の最適な熱間圧延条件を選択することによっ
て、アスペクト比を１．２以上にさせることが可能であ
ることを明らかにした。
【００１７】さらに、ＰＣ鋼棒の焼戻し処理を行う場合
において、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じ
オーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上
し、遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
において、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じ
オーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上
し、遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
【００１８】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
【００１９】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％を含有するか、あるいは更にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含むとともに残
部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、少な
くても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域
で旧オーステナイト粒の長さと幅の比が１．２以上であ
り、且つ体積分率でベイナイトが２０〜８０％未満で残
部が焼戻しマルテンサイトもしくはマルテンサイトから
なり、さらに限界拡散性水素量が０．５４ｐｐｍ以上
で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であることを特
徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒。
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％を含有するか、あるいは更にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含むとともに残
部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、少な
くても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域
で旧オーステナイト粒の長さと幅の比が１．２以上であ
り、且つ体積分率でベイナイトが２０〜８０％未満で残
部が焼戻しマルテンサイトもしくはマルテンサイトから
なり、さらに限界拡散性水素量が０．５４ｐｐｍ以上
で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であることを特
徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒。
【００２０】（２）上記化学成分を有する鋼を熱間圧延
するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範囲
で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、速やかに２００〜６００℃の温度範囲で保持するこ
とにより体積分率で２０〜８０％未満のベイナイトを生
成させ、この後水冷することにより残部をマルテンサイ
トにするか、あるいは更に１０℃／秒以上の加熱速度で
２５０〜５００℃の温度範囲に加熱し焼き戻すことを特
徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒の製造方法。
するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範囲
で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、速やかに２００〜６００℃の温度範囲で保持するこ
とにより体積分率で２０〜８０％未満のベイナイトを生
成させ、この後水冷することにより残部をマルテンサイ
トにするか、あるいは更に１０℃／秒以上の加熱速度で
２５０〜５００℃の温度範囲に加熱し焼き戻すことを特
徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】まず、本発明の対象とする鋼の成
分の限定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．２％未満では焼ベイナイト組織において所
要の強度が得られず、一方０．６％を超えるとスポット
溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．６％の範囲
に制限した。
分の限定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．２％未満では焼ベイナイト組織において所
要の強度が得られず、一方０．６％を超えるとスポット
溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．６％の範囲
に制限した。
【００２２】Ｓｉ：Ｓｉはリラクゼーション特性を向上
させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作
用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、
一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できな
いため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作
用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、
一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できな
いため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００２３】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であ
るが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方
２．０％を超えるとベイナイト変態終了に要する時間が
長くなり生産性が悪化するために、０．２〜２．０％の
範囲に制限した。
るばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であ
るが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方
２．０％を超えるとベイナイト変態終了に要する時間が
長くなり生産性が悪化するために、０．２〜２．０％の
範囲に制限した。
【００２４】Ａｌ：Ａｌは脱酸およびＡｌＮを形成する
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を
有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発
揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％の範囲に限定した。
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を
有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発
揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００２５】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめるこ
とができる。
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめるこ
とができる。
【００２６】Ｃｒ：Ｃｒはベイナイトの引張強さを高め
るとともに焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために
有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十
分に発揮できず、一方２．０％を超えるとスポット溶接
性が劣化するために０．０５〜２．０％に限定した。
るとともに焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために
有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十
分に発揮できず、一方２．０％を超えるとスポット溶接
性が劣化するために０．０５〜２．０％に限定した。
【００２７】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとベ
イナイト変態終了に要する時間が長くなるため、０．０
５〜１．０％の範囲に制限した。
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとベ
イナイト変態終了に要する時間が長くなるため、０．０
５〜１．０％の範囲に制限した。
【００２８】Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させるとともに焼入性を向上させて引張強さを
増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではそ
の効果が少なく、一方５．０％を超えても添加量にみあ
う効果が発揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲
に制限した。
性を向上させるとともに焼入性を向上させて引張強さを
増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではそ
の効果が少なく、一方５．０％を超えても添加量にみあ
う効果が発揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲
に制限した。
【００２９】Ｃｕ：Ｃｕはベイナイトの強度を高めるた
めに有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発
揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
めに有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発
揮できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３０】Ｖ：Ｖは炭窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒を微細化させるとともにリラクゼーショ
ン値を増加させる効果があるが、０．０５％未満では前
記作用の効果が得られず、一方０．３％を超えても効果
が飽和するため０．０５〜０．３％に限定した。
ーステナイト粒を微細化させるとともにリラクゼーショ
ン値を増加させる効果があるが、０．０５％未満では前
記作用の効果が得られず、一方０．３％を超えても効果
が飽和するため０．０５〜０．３％に限定した。
【００３１】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
【００３２】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に未再結晶温度を
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
【００３３】Ｗ：Ｗは高強度のＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
【００３４】Ｔｉ：Ｔｉは脱酸およびＴｉＮを形成する
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果と
ともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを
確保する効果を有しているが、０．００５％未満ではこ
れらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が
飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定し
た。
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果と
ともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを
確保する効果を有しているが、０．００５％未満ではこ
れらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が
飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定し
た。
【００３５】Ｂ：Ｂはオーステナイト粒が伸長化した焼
戻しマルテンサイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより焼入性を著しく高めるとともに、
未再結晶温度域を高温側に移行させる効果も有してお
り、伸長化したオーステナイト粒が得やすくなる。Ｂが
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため０．０００３
〜０．００５０％に制限した。
戻しマルテンサイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより焼入性を著しく高めるとともに、
未再結晶温度域を高温側に移行させる効果も有してお
り、伸長化したオーステナイト粒が得やすくなる。Ｂが
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため０．０００３
〜０．００５０％に制限した。
【００３６】Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
【００３７】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ＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２にベイナ
イト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量、遅れ破
壊形態に及ぼすアスペクト比の影響について解析した一
例を示す。図中において黒印は粒界割れ、白印は粒内割
れ、半白印は粒界割れと粒内割れが混在していることを
示す。ここで、アスペクト比が１．０のＰＣ鋼棒は従来
方法で製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化
されていない鋼である。
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２にベイナ
イト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量、遅れ破
壊形態に及ぼすアスペクト比の影響について解析した一
例を示す。図中において黒印は粒界割れ、白印は粒内割
れ、半白印は粒界割れと粒内割れが混在していることを
示す。ここで、アスペクト比が１．０のＰＣ鋼棒は従来
方法で製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化
されていない鋼である。
【００３８】同図から明らかなように、オーステナイト
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い破壊形
態が粒界割れから粒内割れに移り、１．２以上では粒内
割れになる。これに対応して限界拡散性水素量が増加
し、遅れ破壊特性が格段に向上する。ここで、アスペク
ト比が１．２未満では遅れ破壊特性の向上が顕著でない
ため、アスペクト比の下限を１．２に限定した。なお、
アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特性の向上効果が
高くなるため、１．５以上がアスペクト比の好ましい条
件である。
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い破壊形
態が粒界割れから粒内割れに移り、１．２以上では粒内
割れになる。これに対応して限界拡散性水素量が増加
し、遅れ破壊特性が格段に向上する。ここで、アスペク
ト比が１．２未満では遅れ破壊特性の向上が顕著でない
ため、アスペクト比の下限を１．２に限定した。なお、
アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特性の向上効果が
高くなるため、１．５以上がアスペクト比の好ましい条
件である。
【００３９】図３は限界拡散性水素量とアスペクト比が
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
【００４０】このため、アスペクト比が１．２以上の領
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
【００４１】本発明のＰＣ鋼棒の組織は、体積分率でベ
イナイトが２０〜８０％未満、残部が焼戻しマルテンサ
イトもしくはマルテンサイトからなるが、この限定理由
は延性、特に一様伸びを向上させるためである。即ち、
オーステナイト粒を伸長化した鋼において、ベイナイト
の体積分率が２０％未満では一様伸びの向上が期待でき
ず、一方８０％以上でもその効果が飽和するために、ベ
イナイトの体積分率の範囲を２０〜８０％未満に限定し
た。
イナイトが２０〜８０％未満、残部が焼戻しマルテンサ
イトもしくはマルテンサイトからなるが、この限定理由
は延性、特に一様伸びを向上させるためである。即ち、
オーステナイト粒を伸長化した鋼において、ベイナイト
の体積分率が２０％未満では一様伸びの向上が期待でき
ず、一方８０％以上でもその効果が飽和するために、ベ
イナイトの体積分率の範囲を２０〜８０％未満に限定し
た。
【００４２】本発明の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後、所定の温度範
囲に保持して所定量のベイナイトを生成させた後、水冷
することにより残部をマルテンサイトにさせるか、ある
いは引き続き焼戻し処理を行うものである。
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後、所定の温度範
囲に保持して所定量のベイナイトを生成させた後、水冷
することにより残部をマルテンサイトにさせるか、ある
いは引き続き焼戻し処理を行うものである。
【００４３】以下に製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延温度：熱間圧延仕上げ温度が９００℃を超える
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になり、さらにフェラ
イト相が析出しやすくなるため下限温度を７００℃に限
定した。
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になり、さらにフェラ
イト相が析出しやすくなるため下限温度を７００℃に限
定した。
【００４４】熱間圧延圧下率：７００〜９００℃の温度
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
【００４５】熱間圧延後の保持温度：熱間圧延後に２０
０〜６００℃の温度範囲に保持する理由は、体積分率で
２０〜８０％のベイナイト組織にするためである。ここ
で、保持温度が２００℃未満ではベイナイト変態が起き
ず、一方、６００℃を超えると引張強さの低いベイナイ
トが生成するため、熱間圧延後の保持温度範囲を２００
〜６００℃に制限した。また、体積分率で２０〜８０％
未満のベイナイトにするための保持時間は、鋼の化学成
分で異なるが、２００秒以下が好ましい範囲である。
０〜６００℃の温度範囲に保持する理由は、体積分率で
２０〜８０％のベイナイト組織にするためである。ここ
で、保持温度が２００℃未満ではベイナイト変態が起き
ず、一方、６００℃を超えると引張強さの低いベイナイ
トが生成するため、熱間圧延後の保持温度範囲を２００
〜６００℃に制限した。また、体積分率で２０〜８０％
未満のベイナイトにするための保持時間は、鋼の化学成
分で異なるが、２００秒以下が好ましい範囲である。
【００４６】ここで、ベイナイト組織またはマルテンサ
イト組織において、体積分率で２０％未満のフェライ
ト、パーライト、残留オーステナイトもしくはこれらの
混合組織が生成しても、遅れ破壊特性には影響がなく、
何ら問題がない。保持後は、速やかに水冷処理を行うも
のであるが、これによって、残部をマルテンサイトにす
ることができる。
イト組織において、体積分率で２０％未満のフェライ
ト、パーライト、残留オーステナイトもしくはこれらの
混合組織が生成しても、遅れ破壊特性には影響がなく、
何ら問題がない。保持後は、速やかに水冷処理を行うも
のであるが、これによって、残部をマルテンサイトにす
ることができる。
【００４７】ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の
ままでも遅れ破壊特性、機械的特性は良好であるが、焼
戻しマルテンサイト組織に比べ、若干、耐力が低くなる
ため、耐力を高めたい場合は、以下の条件で焼戻し処理
を行うことができる。
ままでも遅れ破壊特性、機械的特性は良好であるが、焼
戻しマルテンサイト組織に比べ、若干、耐力が低くなる
ため、耐力を高めたい場合は、以下の条件で焼戻し処理
を行うことができる。
【００４８】焼戻し加熱速度：オーステナイト粒が伸長
化した組織のＰＣ鋼棒を焼き戻す際の加熱速度（昇温速
度）が１０℃／秒未満では、遅れ破壊形態が粒内割れで
あっても限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅
な向上が望めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に
制限した。安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製
造するための好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
化した組織のＰＣ鋼棒を焼き戻す際の加熱速度（昇温速
度）が１０℃／秒未満では、遅れ破壊形態が粒内割れで
あっても限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅
な向上が望めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に
制限した。安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製
造するための好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
【００４９】焼戻し温度：焼戻し温度が２５０℃未満で
は焼戻しの効果が少なく耐力の増加が期待できず、一
方、５００℃を超えると引張強さが低下しやすくなり高
強度のＰＣ鋼棒を製造することが困難になるため、焼戻
し温度範囲を２５０〜５００℃に限定した。
は焼戻しの効果が少なく耐力の増加が期待できず、一
方、５００℃を超えると引張強さが低下しやすくなり高
強度のＰＣ鋼棒を製造することが困難になるため、焼戻
し温度範囲を２５０〜５００℃に限定した。
【００５０】なお、本発明では熱間圧延後、あるいは焼
戻し処理後に線径調整、他の目的で軽度の伸線加工を行
っても遅れ破壊特性、機械的特性の劣化はなく、なんら
制限を受けるものではない。
戻し処理後に線径調整、他の目的で軽度の伸線加工を行
っても遅れ破壊特性、機械的特性の劣化はなく、なんら
制限を受けるものではない。
【００５１】
【実施例】表１に示す化学組成を有する供試材を種々の
熱間圧延条件で圧延した後、ソルト浴を用いて種々の温
度範囲で保持後に水冷してベイナイトとマルテンサイト
の混合組織にするか、あるいは、その後、焼戻し処理を
施してベイナイトと焼戻しマルテンサイトからなるＰＣ
鋼棒を製造した。
熱間圧延条件で圧延した後、ソルト浴を用いて種々の温
度範囲で保持後に水冷してベイナイトとマルテンサイト
の混合組織にするか、あるいは、その後、焼戻し処理を
施してベイナイトと焼戻しマルテンサイトからなるＰＣ
鋼棒を製造した。
【００５２】上記の試料を用いて、機械的性質、組織形
態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。
遅れ破壊特性は、スポット溶接を施した試料を用いて、
前に述べた限界拡散性水素量で評価を行い、負荷応力は
引張強さの８０％の条件で実施した。
態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。
遅れ破壊特性は、スポット溶接を施した試料を用いて、
前に述べた限界拡散性水素量で評価を行い、負荷応力は
引張強さの８０％の条件で実施した。
【００５３】表２の試験Ｎｏ．１〜１１が本発明例で、
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量が０．５４ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、アスペクト比が１．２以上であり、且つＰＣ鋼
棒の半径に対するアスペクト比が１．２以上の比率が
０．１以上であるため破壊形態が粒内割れとなってお
り、限界拡散性水素量が従来のＰＣ鋼棒に比べ高く、ス
ポット溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒が実現さ
れている。さらに、高強度であるにもかかわらず一様伸
びも高いレベルにあることが明らかである。
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれもＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量が０．５４ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、アスペクト比が１．２以上であり、且つＰＣ鋼
棒の半径に対するアスペクト比が１．２以上の比率が
０．１以上であるため破壊形態が粒内割れとなってお
り、限界拡散性水素量が従来のＰＣ鋼棒に比べ高く、ス
ポット溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒が実現さ
れている。さらに、高強度であるにもかかわらず一様伸
びも高いレベルにあることが明らかである。
【００５４】これに対して比較例であるＮｏ．１２、１
４は、いずれも従来の製造方法で製造したものである。
即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、オーステナイト粒が伸長化していない例
である。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限
界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
４は、いずれも従来の製造方法で製造したものである。
即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、オーステナイト粒が伸長化していない例
である。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであり、限
界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５５】比較例であるＮｏ．１３、１６は、通常の
条件で熱間圧延を行った後にベイナイトとマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトの混合組織にしたもの
であるが、オーステナイト粒が伸長化していないために
遅れ破壊特性が改善されなかった例である。
条件で熱間圧延を行った後にベイナイトとマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトの混合組織にしたもの
であるが、オーステナイト粒が伸長化していないために
遅れ破壊特性が改善されなかった例である。
【００５６】また、比較例であるＮｏ．１５は、オース
テナイト粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるも
のの、圧延後の保持温度が高すぎるために目的とする１
３００ＭＰａ以上の強度が実現できなかった例である。
テナイト粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるも
のの、圧延後の保持温度が高すぎるために目的とする１
３００ＭＰａ以上の強度が実現できなかった例である。
【００５７】比較例であるＮｏ．１８は熱間圧延条件が
適切でないために、アスペクト比が小さすぎて、遅れ破
壊特性が改善できなかった例である。更に、比較例であ
るＮｏ．１７はアスペクト比が適切であり遅れ破壊特性
も高いレベルにあるが、ベイナイトの体積分率が不適切
なため、一様伸びが低かった例である。
適切でないために、アスペクト比が小さすぎて、遅れ破
壊特性が改善できなかった例である。更に、比較例であ
るＮｏ．１７はアスペクト比が適切であり遅れ破壊特性
も高いレベルにあるが、ベイナイトの体積分率が不適切
なため、一様伸びが低かった例である。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【発明の効果】本発明は旧オーステナイト粒を伸長化さ
せたベイナイトとマルテンサイトもしくは焼戻しマルテ
ンサイトの混合組織にすることによりＰＣ鋼棒の遅れ破
壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが１
３００ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大
幅に向上させるとともに高延性化を可能にし、さらに鋼
の化学成分、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択す
ることによってその製造方法を確立したものであり、産
業上の効果は極めて顕著なものがある。
せたベイナイトとマルテンサイトもしくは焼戻しマルテ
ンサイトの混合組織にすることによりＰＣ鋼棒の遅れ破
壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが１
３００ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大
幅に向上させるとともに高延性化を可能にし、さらに鋼
の化学成分、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択す
ることによってその製造方法を確立したものであり、産
業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図表である。
す図表である。
【図２】限界拡散性水素量とアスペクト比の関係につい
て解析した一例を示す図表である。
て解析した一例を示す図表である。
【図３】限界拡散性水素量と半径に対するアスペクト比
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 稔彦 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平６−306543（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−222450（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358023（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．６％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に
おいて、少なくても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の
半径）の領域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以
下アスペクト比とする）が１．２以上であり、且つ体積
分率でベイナイトが２０〜８０％未満で残部が焼戻しマ
ルテンサイトもしくはマルテンサイトからなり、さらに
限界拡散性水素量が０．５４ｐｐｍ以上で、かつ引張強
さが１３００ＭＰａ以上であることを特徴とするスポッ
ト溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 重量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ 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記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強
度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項３】 請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒を製造す
る方法であって、 重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．６％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
熱間圧延するに際して、少なくても７００〜９００℃の
温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程
を経た後、速やかに２００〜６００℃の温度範囲で保持
することにより体積分率で２０〜８０％未満のベイナイ
トを生成させ、この後水冷することにより残部をマルテ
ンサイトにすることを特徴とするスポット溶接部の遅れ
破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒を製造す
る方法であって、 重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．６％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
熱間圧延するに際して、少なくても７００〜９００℃の
温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程
を経た後、速やかに２００〜６００℃の温度範囲で保持
することにより体積分率で２０〜８０％未満のベイナイ
トを生成させ、この後水冷することにより残部をマルテ
ンサイトにし、更に１０℃／秒以上の加熱速度で２５０
〜５００℃の温度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とす
るスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼
棒の製造方法。 - 【請求項５】 重量％でさらに、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ 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３又は４記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れ
た高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23569995A JP3233828B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23569995A JP3233828B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0978193A JPH0978193A (ja) | 1997-03-25 |
| JP3233828B2 true JP3233828B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=16989920
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23569995A Expired - Lifetime JP3233828B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3233828B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR101388334B1 (ko) * | 2007-01-31 | 2014-04-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 |
| JP5277672B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2013-08-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法 |
| US9045901B2 (en) * | 2009-06-12 | 2015-06-02 | Nv Bekaert Sa | High elongation fibre with good anchorage |
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| JP6149951B2 (ja) * | 2015-01-29 | 2017-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鉄筋用鋼材およびその製造方法 |
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