JP3233829B2 - 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】そこで更に、遅れ破壊特性を向上させる手
段について、種々検討を重ねた結果、焼戻しマルテンサ
イトと粒界フェライトからなる組織を形成させれば、１
３００ＭＰａを超えるような高強度域でも、限界拡散性
水素量が高く、遅れ破壊特性が大幅に向上すると言う全
く新たな知見を見い出した。
段について、種々検討を重ねた結果、焼戻しマルテンサ
イトと粒界フェライトからなる組織を形成させれば、１
３００ＭＰａを超えるような高強度域でも、限界拡散性
水素量が高く、遅れ破壊特性が大幅に向上すると言う全
く新たな知見を見い出した。
【００１４】さらに、粒界フェライトの厚みと遅れ破壊
特性の関係を詳細に解析し、その最適な条件を明確にす
るとともに、その製造条件を確立した。また、熱間圧延
後のＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程において、焼戻し温度へ
の加熱速度を増加させると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。
特性の関係を詳細に解析し、その最適な条件を明確にす
るとともに、その製造条件を確立した。また、熱間圧延
後のＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程において、焼戻し温度へ
の加熱速度を増加させると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。
【００１５】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。
【００１６】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、焼戻
しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μｍの粒界フェ
ライト組織からなり、さらに限界拡散性水素量が０．３
２ｐｐｍ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、焼戻
しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μｍの粒界フェ
ライト組織からなり、さらに限界拡散性水素量が０．３
２ｐｐｍ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。
【００１７】（２）上記化学成分を有する鋼を熱間圧延
後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒保持しオ
ーステナイト粒界にフェライトを析出させ、この後水冷
することにより残部をマルテンサイトにし、引き続き１
０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃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。
後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒保持しオ
ーステナイト粒界にフェライトを析出させ、この後水冷
することにより残部をマルテンサイトにし、引き続き１
０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃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。
【００１８】
【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。
【００１９】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。
【００２０】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％を超えるとスポット溶接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％を超えるとスポット溶接性が悪化するために、
０．２〜２．０％の範囲に制限した。
【００２１】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。
【００２２】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。
【００２３】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性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。
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。
【００２４】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％を超えて添加してもその効果が飽和す
るため、０．０５〜１．０％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％を超えて添加してもその効果が飽和す
るため、０．０５〜１．０％の範囲に制限した。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】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。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０．００５〜０．１％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。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０．００５〜０．１％に制限した。
【００２９】Ｔａ：ＴａもＮｂ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。
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。
【００３０】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。
【００３１】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。
【００３２】Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果が
あり、更に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効果も有しているが、Ｂが０．００
０３％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０．０００３〜０．０
０５０％に制限した。
あり、更に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効果も有しているが、Ｂが０．００
０３％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０．０００３〜０．０
０５０％に制限した。
【００３３】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。
【００３４】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ＰＣ鋼
棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界フェライト厚みの影
響について解析した一例を示す。粒界フェライト厚みは
「０」のＰＣ鋼棒は従来方法で製造したものであり、粒
界フェライトが存在しない焼戻しマルテンサイトからな
る鋼である。
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ＰＣ鋼
棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界フェライト厚みの影
響について解析した一例を示す。粒界フェライト厚みは
「０」のＰＣ鋼棒は従来方法で製造したものであり、粒
界フェライトが存在しない焼戻しマルテンサイトからな
る鋼である。
【００３５】同図から明らかなように、フェライト厚み
が増加するほど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、粒界フェライト厚みが
０．２μｍ未満では遅れ破壊特性が顕著でないため、粒
界フェライト厚みの下限を０．２μｍに限定した。
が増加するほど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、粒界フェライト厚みが
０．２μｍ未満では遅れ破壊特性が顕著でないため、粒
界フェライト厚みの下限を０．２μｍに限定した。
【００３６】なお、０．５μｍ以上で顕著な効果を発揮
することから、好ましい条件は０．５μｍ以上である。
一方、１０μｍを超えるとフェライトの体積分率が大き
くなり、強度が低下しやすくなるため上限を１０μｍに
制限した。フェライトの体積分率については特に限定し
ないものの、体積分率が多くなると強度が低下しやすく
なるため、粒内フェライトも含めたフェライトの体積分
率の好ましい上限値は２０％である。
することから、好ましい条件は０．５μｍ以上である。
一方、１０μｍを超えるとフェライトの体積分率が大き
くなり、強度が低下しやすくなるため上限を１０μｍに
制限した。フェライトの体積分率については特に限定し
ないものの、体積分率が多くなると強度が低下しやすく
なるため、粒内フェライトも含めたフェライトの体積分
率の好ましい上限値は２０％である。
【００３７】また、粒界フェライトはＰＣ鋼棒の全断面
にわたって存在する必要はなく、ＰＣ鋼棒の表層から少
なくてもＰＣ鋼棒の半径の１５％の領域で生成していれ
ば、遅れ破壊特性を向上させる効果がある。
にわたって存在する必要はなく、ＰＣ鋼棒の表層から少
なくてもＰＣ鋼棒の半径の１５％の領域で生成していれ
ば、遅れ破壊特性を向上させる効果がある。
【００３８】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、通常の熱間圧延を行った後に、所
定の温度範囲に保持して粒界フェライトを生成させ、更
に焼戻し処理を行うものである。
鋼棒の製造方法では、通常の熱間圧延を行った後に、所
定の温度範囲に保持して粒界フェライトを生成させ、更
に焼戻し処理を行うものである。
【００３９】以下に製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延後の保持温度と時間：熱間圧延後にＡｒ3 〜Ａ
ｒ1 の温度範囲に保持する理由は、粒界フェライトを生
成させるためである。ここで、保持温度がＡｒ3 以上で
はフェライトが生成せず、一方、Ａｒ1 未満ではパーラ
イトが生成するために、保持温度範囲をＡｒ3 〜Ａｒ1
に制限した。保持時間は、保持温度と成分によって変わ
ってくるが、２秒未満では粒界フェライトを生成させる
ことが困難であり、一方、１００秒を超えるとフェライ
トの体積分率が増加し強度が低下するため、保持時間を
２〜１００秒に限定した。
ｒ1 の温度範囲に保持する理由は、粒界フェライトを生
成させるためである。ここで、保持温度がＡｒ3 以上で
はフェライトが生成せず、一方、Ａｒ1 未満ではパーラ
イトが生成するために、保持温度範囲をＡｒ3 〜Ａｒ1
に制限した。保持時間は、保持温度と成分によって変わ
ってくるが、２秒未満では粒界フェライトを生成させる
ことが困難であり、一方、１００秒を超えるとフェライ
トの体積分率が増加し強度が低下するため、保持時間を
２〜１００秒に限定した。
【００４０】なお、保持後はオーステナイトの残部を水
冷することによりマルテンサイトにするものであるが、
マルテンサイト組織において、体積分率で２０％未満の
パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはこ
れらの混合組織が生成しても遅れ破壊特性の劣化はな
く、なんら制限を受けるものではない。
冷することによりマルテンサイトにするものであるが、
マルテンサイト組織において、体積分率で２０％未満の
パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはこ
れらの混合組織が生成しても遅れ破壊特性の劣化はな
く、なんら制限を受けるものではない。
【００４１】焼戻し加熱速度：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、組織形態
が焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトであっても限
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。
加熱速度（昇温速度）が１０℃／秒未満では、組織形態
が焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトであっても限
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。
【００４２】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、一方、５５０℃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２５０〜５５
０℃に限定した。
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃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２５０〜５５
０℃に限定した。
【００４３】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。
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。
【００４４】
【実施例】表１に示す化学組成を有する供試材を通常の
熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲で保持し、
水冷後、焼戻し処理を施してＰＣ鋼棒を製造した。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。
熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲で保持し、
水冷後、焼戻し処理を施してＰＣ鋼棒を製造した。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。
【００４５】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０．３２ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトにする
ことにより、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。
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０．３２ｐｐ
ｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であると
ともに、焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトにする
ことにより、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。
【００４６】これに対して比較例であるＮｏ．１２、１
８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、粒界フェライトが含まれないＰＣ鋼棒の
例である。このため、限界拡散性水素量が低く、遅れ破
壊特性が悪い例である。
８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、粒界フェライトが含まれないＰＣ鋼棒の
例である。このため、限界拡散性水素量が低く、遅れ破
壊特性が悪い例である。
【００４７】比較例であるＮｏ．１３、１４、１５は熱
間圧延後の保持時間が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．
１３、１５は保持時間が長すぎたためにフェライトの体
積分率が増加し、いずれも目的とする高強度のＰＣ鋼棒
が実現できなかった例である。Ｎｏ．１４は逆に保持時
間が短すぎたために粒界フェライトの厚みが薄すぎて、
遅れ破壊特性の向上効果が少なかった例である。
間圧延後の保持時間が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．
１３、１５は保持時間が長すぎたためにフェライトの体
積分率が増加し、いずれも目的とする高強度のＰＣ鋼棒
が実現できなかった例である。Ｎｏ．１４は逆に保持時
間が短すぎたために粒界フェライトの厚みが薄すぎて、
遅れ破壊特性の向上効果が少なかった例である。
【００４８】また、比較例であるＮｏ．１６は、熱間圧
延後の保持温度がＡｒ3 を超えているため粒界フェライ
トが生成せず、遅れ破壊特性が悪かった例である。更
に、比較例であるＮｏ．１７は、焼戻し処理時の加熱速
度が低いために限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性
が劣化した例である。
延後の保持温度がＡｒ3 を超えているため粒界フェライ
トが生成せず、遅れ破壊特性が悪かった例である。更
に、比較例であるＮｏ．１７は、焼戻し処理時の加熱速
度が低いために限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性
が劣化した例である。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【発明の効果】本発明は焼戻しマルテンサイトと粒界フ
ェライトからなる組織にすることにより、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
幅に向上させることを可能にするとともに、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。
ェライトからなる組織にすることにより、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
幅に向上させることを可能にするとともに、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粒界フェライトの厚みの関
係について解析した一例を示す図表である。
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２−107743（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−224355（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358023（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−222450（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 (4)
- 【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、焼戻しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μ
ｍの粒界フェライト組織からなり、さらに限界拡散性水
素量が０．３２ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００
ＭＰａ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、 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種以上をさらに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
熱間圧延後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒
保持しオーステナイト粒界にフェライトを析出させ、こ
の後水冷することにより残部をマルテンサイトにし、引
き続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃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４】 重量％で、 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種以上をさらに含有することを特徴とす
る請求項３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 |
|---|---|---|---|
| JP23570095A JP3233829B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP23570095A JP3233829B2 (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 |
|---|---|
| JPH0978194A JPH0978194A (ja) | 1997-03-25 |
| JP3233829B2 true JP3233829B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=16989936
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23570095A Expired - Lifetime JP3233829B2 (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) | JP3233829B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7956540B2 (en) | 2004-08-17 | 2011-06-07 | Panasonic Corporation | Plasma display panel |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103147011B (zh) * | 2013-02-28 | 2017-02-08 | 首钢总公司 | 超高强热连轧家具用钢及其生产方法 |
| 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 |
| CN104911501B (zh) * | 2015-05-25 | 2016-12-07 | 西安交通大学 | 一种超高强度高碳位错型马氏体钢及其制备方法 |
-
1995
- 1995-09-13 JP JP23570095A patent/JP3233829B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7956540B2 (en) | 2004-08-17 | 2011-06-07 | Panasonic Corporation | Plasma display panel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0978194A (ja) | 1997-03-25 |
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