JP3375205B2 - 耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、耐遅れ破壊特性に優
れたＰＣ鋼棒や高張力ボルトのような高強度鋼部材に関
する。
れたＰＣ鋼棒や高張力ボルトのような高強度鋼部材に関
する。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣ鋼棒や高張力ボルトのような高強度
鋼部材は、引張強さが１２５ｋｇ／ｍｍ2 を超えると遅
れ破壊が生じやすくなると言われており、ボルトの場
合、ＪＩＳ Ｂ１１８６やＢ１０５１でそれぞれＦ１０
Ｔ級、１２．９級が上限の強度に規定されている。ま
た、ＰＣ鋼棒は、一般にコンクリート中で使用されるた
め、一旦コンクリート中に配筋されれば通常はｐＨ１２
の環境中に存在するので遅れ破壊は起こり得ないが、使
用上または施工上の不備によりコンクリート中に塩分を
含んだり、ｐＨの低い水が常に供給されるようになった
場合には、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊が発生する可能性があ
る。
鋼部材は、引張強さが１２５ｋｇ／ｍｍ2 を超えると遅
れ破壊が生じやすくなると言われており、ボルトの場
合、ＪＩＳ Ｂ１１８６やＢ１０５１でそれぞれＦ１０
Ｔ級、１２．９級が上限の強度に規定されている。ま
た、ＰＣ鋼棒は、一般にコンクリート中で使用されるた
め、一旦コンクリート中に配筋されれば通常はｐＨ１２
の環境中に存在するので遅れ破壊は起こり得ないが、使
用上または施工上の不備によりコンクリート中に塩分を
含んだり、ｐＨの低い水が常に供給されるようになった
場合には、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊が発生する可能性があ
る。
【０００３】高張力ボルトの場合、遅れ破壊が生じやす
くなるにもかかわらず、軽量化や施工上の問題などから
さらなる高強度化のニーズが強く、これに対応するに
は、遅れ破壊特性の改善が不可欠である。
くなるにもかかわらず、軽量化や施工上の問題などから
さらなる高強度化のニーズが強く、これに対応するに
は、遅れ破壊特性の改善が不可欠である。
【０００４】また、ＰＣ鋼棒においても１４２０Ｎ／ｍ
ｍ2 級で遅れ破壊特性の向上に対するニーズが強い。こ
れに対して、遅れ破壊特性を改善した高強度ボルト用鋼
が特開平５−９６５３号公報、特開平４−３２９８４９
号公報に開示されており、Ｎｉ添加によりＰＣ鋼棒の遅
れ破壊特性の改善を図ることが特開平２−２４０２４４
号公報に開示されている。
ｍ2 級で遅れ破壊特性の向上に対するニーズが強い。こ
れに対して、遅れ破壊特性を改善した高強度ボルト用鋼
が特開平５−９６５３号公報、特開平４−３２９８４９
号公報に開示されており、Ｎｉ添加によりＰＣ鋼棒の遅
れ破壊特性の改善を図ることが特開平２−２４０２４４
号公報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
５−９６５３号公報、特開平４−３２９８４９号公報に
開示された技術では、素材を熱処理後、試験片を削り出
して遅れ破壊の試験を行っており、実部品（ボルト）と
の対応が必ずしもとれておらず、実部品ではその値自体
も必ずしも高くない。また、特開平２−２４０２４４号
公報ではＣｒ，Ｍｏが必須であるため、コスト的に高価
である。この発明は、かかる事情に鑑みてなされたもの
であって、遅れ破壊特性に優れ、かつ実用的な高強度鋼
部材を提供することを目的とする。
５−９６５３号公報、特開平４−３２９８４９号公報に
開示された技術では、素材を熱処理後、試験片を削り出
して遅れ破壊の試験を行っており、実部品（ボルト）と
の対応が必ずしもとれておらず、実部品ではその値自体
も必ずしも高くない。また、特開平２−２４０２４４号
公報ではＣｒ，Ｍｏが必須であるため、コスト的に高価
である。この発明は、かかる事情に鑑みてなされたもの
であって、遅れ破壊特性に優れ、かつ実用的な高強度鋼
部材を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段および作用】本願発明者ら
は、上記課題を解決すべく研究を重ねた結果、以下の点
を見出した。 （１）遅れ破壊は鋼中の水素が原因であり、鋼中のＮｉ
が鋼中への水素の侵入を抑制して耐遅れ破壊特性を向上
させる。
は、上記課題を解決すべく研究を重ねた結果、以下の点
を見出した。 （１）遅れ破壊は鋼中の水素が原因であり、鋼中のＮｉ
が鋼中への水素の侵入を抑制して耐遅れ破壊特性を向上
させる。
【０００７】（２）このようなＮｉの作用を有効に発揮
させるためには、鋼部材表面のＮｉ濃度を鋼部材内部
（全体）のＮｉ濃度の２倍にすればよく、これにより耐
遅れ破壊特性が著しく高まる。
させるためには、鋼部材表面のＮｉ濃度を鋼部材内部
（全体）のＮｉ濃度の２倍にすればよく、これにより耐
遅れ破壊特性が著しく高まる。
【０００８】（３）その効果は最終製品により明確にな
るのであり、従って最終製品で遅れ破壊試験を行う必要
がある。この発明は、このような知見に基づいてなされ
たものであり、Ｎｉ：０．２５〜７．０％を含有する鋼
よりなるコア部と、Ｎｉ濃度がコア部の２倍以上である
鋼よりなる外周部を具備した耐遅れ破壊特性に優れたク
ラッド鋼線であり、前記コア部、外周部の鋼組成とし
て、Ｃ：０．６〜０．９％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１５％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れたクラ
ッド鋼線を提供する。
るのであり、従って最終製品で遅れ破壊試験を行う必要
がある。この発明は、このような知見に基づいてなされ
たものであり、Ｎｉ：０．２５〜７．０％を含有する鋼
よりなるコア部と、Ｎｉ濃度がコア部の２倍以上である
鋼よりなる外周部を具備した耐遅れ破壊特性に優れたク
ラッド鋼線であり、前記コア部、外周部の鋼組成とし
て、Ｃ：０．６〜０．９％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．０１５％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れたクラ
ッド鋼線を提供する。
【０００９】以下、この発明について具体的に説明す
る。この発明の鋼部材は、上述したように、Ｎｉを０．
２５ｗｔ％以上を含有すると共に、その表面のＮｉ濃度
が内部の濃度の２倍以上である。
る。この発明の鋼部材は、上述したように、Ｎｉを０．
２５ｗｔ％以上を含有すると共に、その表面のＮｉ濃度
が内部の濃度の２倍以上である。
【００１０】鋼部材のＮｉ含有量を０．２５ｗｔ％以上
としたのは、Ｎｉは鋼中への水素の侵入を抑制するため
に必要であるが、その効果は０．２５ｗｔ％以上で発揮
され、０．２５ｗｔ％未満ではその効果が発揮されない
ためである。
としたのは、Ｎｉは鋼中への水素の侵入を抑制するため
に必要であるが、その効果は０．２５ｗｔ％以上で発揮
され、０．２５ｗｔ％未満ではその効果が発揮されない
ためである。
【００１１】表面のＮｉ濃度を鋼部材内部のＮｉ濃度の
２倍以上としたのは、鋼中への水素の侵入を抑制するた
めには表面のＮｉ濃度を高くすることが有効であり、部
材表面のＮｉ濃度が部材内部のＮｉ濃度の２倍以上であ
れば鋼中への水素の侵入が著しく抑制され、従って遅れ
破壊特性が著しく向上するからである。図１は部材の表
面Ｎｉ濃度を変化させて遅れ破壊試験を行った結果であ
る。なお、図１中横軸は素材のＮｉ濃度（内部のＮｉ濃
度に相当）に対する表面のＮｉ濃度の比（以下、表面Ｎ
ｉ／素材Ｎｉと記す）であり、縦軸は破断時間である。
図１から明らかなように、表面Ｎｉ／素材Ｎｉが２以上
で遅れ破壊特性の著しい向上が見られ、２未満では遅れ
破壊特性の向上効果が小さいことが確認される。
２倍以上としたのは、鋼中への水素の侵入を抑制するた
めには表面のＮｉ濃度を高くすることが有効であり、部
材表面のＮｉ濃度が部材内部のＮｉ濃度の２倍以上であ
れば鋼中への水素の侵入が著しく抑制され、従って遅れ
破壊特性が著しく向上するからである。図１は部材の表
面Ｎｉ濃度を変化させて遅れ破壊試験を行った結果であ
る。なお、図１中横軸は素材のＮｉ濃度（内部のＮｉ濃
度に相当）に対する表面のＮｉ濃度の比（以下、表面Ｎ
ｉ／素材Ｎｉと記す）であり、縦軸は破断時間である。
図１から明らかなように、表面Ｎｉ／素材Ｎｉが２以上
で遅れ破壊特性の著しい向上が見られ、２未満では遅れ
破壊特性の向上効果が小さいことが確認される。
【００１２】なお、表面のＮｉ濃度を高くするために
は、（ｉ）熱間圧延時の圧延温度を高くすること、（i
i）熱処理時に酸化性雰囲気にすること、(iii) クラッ
ドにすることなどが挙げられる。また、この発明におい
て「表面」とはスケールを除いた地鉄表面から１０μｍ
程度までの範囲を意味する。
は、（ｉ）熱間圧延時の圧延温度を高くすること、（i
i）熱処理時に酸化性雰囲気にすること、(iii) クラッ
ドにすることなどが挙げられる。また、この発明におい
て「表面」とはスケールを除いた地鉄表面から１０μｍ
程度までの範囲を意味する。
【００１３】なお、上記メカニズムを考慮すると部材中
のＮｉの上限は特に規定する必要はないが、用途を考慮
すると７．０ｗｔ％以下が好ましい。さらに、経済性な
どを考慮すると３．０ｗｔ％以下が好ましい。
のＮｉの上限は特に規定する必要はないが、用途を考慮
すると７．０ｗｔ％以下が好ましい。さらに、経済性な
どを考慮すると３．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００１４】この発明は、上述のように、部材中のＮｉ
量を一定量以上とすると共に、部材表面のＮｉ濃度を高
め、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材を得るもので
あるため、Ｎｉ以外の成分については規定する必要はな
い。しかし、この種の高強度部材の用途としては、ＰＣ
鋼棒、ボルト、ＰＣ鋼線などがあり、用途に応じて好ま
しい組成が存在する。
量を一定量以上とすると共に、部材表面のＮｉ濃度を高
め、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材を得るもので
あるため、Ｎｉ以外の成分については規定する必要はな
い。しかし、この種の高強度部材の用途としては、ＰＣ
鋼棒、ボルト、ＰＣ鋼線などがあり、用途に応じて好ま
しい組成が存在する。
【００１５】まず、ＰＣ鋼棒、ボルトとしては、Ｎｉ：
０．２５〜７．０ｗｔ％のほか、Ｃ：０．２〜０．６ｗ
ｔ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５
ｗｔ％以下を含有するものが好ましい。また、さらにＣ
ｒ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０００３
〜０．００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ
％、Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なくとも１
種を含有するものが好ましい。
０．２５〜７．０ｗｔ％のほか、Ｃ：０．２〜０．６ｗ
ｔ％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５
ｗｔ％以下を含有するものが好ましい。また、さらにＣ
ｒ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０００３
〜０．００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ
％、Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なくとも１
種を含有するものが好ましい。
【００１６】これら選択成分についてより詳細には、Ｐ
Ｃ鋼棒の場合には、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０００３〜０．
００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％、
Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なくとも１種を
含有するものが好ましく、ボルトの場合は、Ｃｒ：０．
２〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％のう
ち少なくとも１種を含有するものが好ましい。
Ｃ鋼棒の場合には、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０００３〜０．
００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％、
Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なくとも１種を
含有するものが好ましく、ボルトの場合は、Ｃｒ：０．
２〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｂ：０．０００３〜０．
００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４ｗｔ％のう
ち少なくとも１種を含有するものが好ましい。
【００１７】次に、ＰＣ鋼線としては、Ｎｉ：０．２５
〜７．０ｗｔ％の他、Ｃ：０．６〜０．９ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以
下、Ｎｉ：０．２５〜７．０ｗｔ％を含有するものが好
ましい。また、さらにＣｒ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％のうち少なくとも１種を含
有するものが好ましい。
〜７．０ｗｔ％の他、Ｃ：０．６〜０．９ｗｔ％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以
下、Ｎｉ：０．２５〜７．０ｗｔ％を含有するものが好
ましい。また、さらにＣｒ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％のうち少なくとも１種を含
有するものが好ましい。
【００１８】これらの限定理由は以下の通りである。Ｃ
は、焼入れ性を高め強度を上げるための元素であり、Ｐ
Ｃ鋼棒およびボルトとしての強度レベルを確保するため
には０．２ｗｔ％以上であることが好ましい。一方、
０．６ｗｔ％を超えると点溶接性が低下するので０．６
ｗｔ％以下が好ましい。また、ＰＣ鋼線として用いる場
合には、伸線後の強度を確保するためには０．６ｗｔ％
以上であることが好ましいが、０．９％を超えると伸線
加工性が低下するので０．９ｗｔ％以下が好ましい。
は、焼入れ性を高め強度を上げるための元素であり、Ｐ
Ｃ鋼棒およびボルトとしての強度レベルを確保するため
には０．２ｗｔ％以上であることが好ましい。一方、
０．６ｗｔ％を超えると点溶接性が低下するので０．６
ｗｔ％以下が好ましい。また、ＰＣ鋼線として用いる場
合には、伸線後の強度を確保するためには０．６ｗｔ％
以上であることが好ましいが、０．９％を超えると伸線
加工性が低下するので０．９ｗｔ％以下が好ましい。
【００１９】Ｓｉは、脱酸剤として使用され、また遅れ
破壊特性およびリラクセーション特性に有効であるた
め、その効果が発揮される０．２ｗｔ％以上であること
が好ましい。一方、２．０ｗｔ％を超えると鋼の靭性が
低下するので２．０ｗｔ％以下が好ましい。
破壊特性およびリラクセーション特性に有効であるた
め、その効果が発揮される０．２ｗｔ％以上であること
が好ましい。一方、２．０ｗｔ％を超えると鋼の靭性が
低下するので２．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００２０】Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤であると共
に、Ｃと同様に焼入性を高め強度向上に必要な元素であ
るため、０．２ｗｔ％以上であることが好ましい。一
方、２．０ｗｔ％を超えると延性が低下するので２．０
％以下が好ましい。
に、Ｃと同様に焼入性を高め強度向上に必要な元素であ
るため、０．２ｗｔ％以上であることが好ましい。一
方、２．０ｗｔ％を超えると延性が低下するので２．０
％以下が好ましい。
【００２１】Ｐは、不純物元素として不可避的に含有さ
れる元素であるが、遅れ破壊特性を低下させるため、
０．０２０ｗｔ％以下であることが好ましい。Ｓも不純
物元素として不可避的に含有される元素であるが、遅れ
破壊特性を低下させるため、０．０１５ｗｔ％以下であ
ることが好ましい。
れる元素であるが、遅れ破壊特性を低下させるため、
０．０２０ｗｔ％以下であることが好ましい。Ｓも不純
物元素として不可避的に含有される元素であるが、遅れ
破壊特性を低下させるため、０．０１５ｗｔ％以下であ
ることが好ましい。
【００２２】Ｍｏは、焼入性を高め遅れ破壊特性を向上
させる元素であるが、０．１ｗｔ％未満ではその効果が
小さいため、０．１ｗｔ％以上が好ましい。一方、０．
５ｗｔ％を超えて添加する場合には経済的に不利になる
ため、０．５ｗｔ％以下であることが好ましい。
させる元素であるが、０．１ｗｔ％未満ではその効果が
小さいため、０．１ｗｔ％以上が好ましい。一方、０．
５ｗｔ％を超えて添加する場合には経済的に不利になる
ため、０．５ｗｔ％以下であることが好ましい。
【００２３】Ｃｕ、Ｗは、遅れ破壊特性を向上させる元
素であるが、多量に添加すると経済的に不利となるた
め、それを考慮すればＣｕは０．０５〜１．０ｗｔ％、
Ｗは０．０３〜０．５ｗｔ％であることが好ましい。
素であるが、多量に添加すると経済的に不利となるた
め、それを考慮すればＣｕは０．０５〜１．０ｗｔ％、
Ｗは０．０３〜０．５ｗｔ％であることが好ましい。
【００２４】Ｂは、焼入性を向上させると共に遅れ破壊
特性を向上させる元素であり、０．０００３ｗｔ％未満
ではその効果が明らかではなく、一方０．００５０ｗｔ
％を超えて添加するとかえって焼入性を低下させるの
で、０．０００３〜０．００５０ｗｔ％が好ましい。
特性を向上させる元素であり、０．０００３ｗｔ％未満
ではその効果が明らかではなく、一方０．００５０ｗｔ
％を超えて添加するとかえって焼入性を低下させるの
で、０．０００３〜０．００５０ｗｔ％が好ましい。
【００２５】Ｔｉは鋼中のＮを固定してＢの焼入性向上
効果を確保するために添加させる元素であり、０．０１
〜０．０４ｗｔ％であることが好ましい。Ｔｉと同様の
作用を有するＺｒ、Ｎｂのいずれか又は両方添加しても
よい。
効果を確保するために添加させる元素であり、０．０１
〜０．０４ｗｔ％であることが好ましい。Ｔｉと同様の
作用を有するＺｒ、Ｎｂのいずれか又は両方添加しても
よい。
【００２６】Ｃｒは、ボルト用の場合には焼入れ性を向
上させるために、また伸線用の場合には加工性を向上さ
せるために添加するが、いずれの用途においてもそれぞ
れの効果を発揮するためには０．２ｗｔ％以上であるこ
とが好ましく、いずれの場合も２．０ｗｔ％を超えると
加工性の低下が大きくなるため２．０ｗｔ％以下が好ま
しい。
上させるために、また伸線用の場合には加工性を向上さ
せるために添加するが、いずれの用途においてもそれぞ
れの効果を発揮するためには０．２ｗｔ％以上であるこ
とが好ましく、いずれの場合も２．０ｗｔ％を超えると
加工性の低下が大きくなるため２．０ｗｔ％以下が好ま
しい。
【００２７】
（実施例１）表１に示す成分組成の素材（本発明鋼Ｎ
ｏ．１〜３、６〜１０、比較鋼Ｎｏ．４，５）を供試鋼
として、直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、直径７．４ｍ
ｍの異径丸棒に引抜き、その後高周波加熱による焼入れ
焼もどしを行った。この際に、それぞれの鋼で表面Ｎｉ
濃度が素材Ｎｉ濃度の２倍以上（Ｂ：本発明例）のもの
と、２倍未満のもの（Ａ：比較例）を製造した。Ａは加
熱温度を１０５０℃、Ｂは１１２０℃にして熱間圧延を
行った。焼入れ焼もどし処理は、焼入れ加熱温度を９２
０℃、焼もどしを引張強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上を目
標として最適温度で行った。
ｏ．１〜３、６〜１０、比較鋼Ｎｏ．４，５）を供試鋼
として、直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、直径７．４ｍ
ｍの異径丸棒に引抜き、その後高周波加熱による焼入れ
焼もどしを行った。この際に、それぞれの鋼で表面Ｎｉ
濃度が素材Ｎｉ濃度の２倍以上（Ｂ：本発明例）のもの
と、２倍未満のもの（Ａ：比較例）を製造した。Ａは加
熱温度を１０５０℃、Ｂは１１２０℃にして熱間圧延を
行った。焼入れ焼もどし処理は、焼入れ加熱温度を９２
０℃、焼もどしを引張強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上を目
標として最適温度で行った。
【００２８】なお、これらの供試材の表面Ｎｉ濃度およ
び表面Ｎｉ／素材Ｎｉの値を表１に併記する。また、表
面Ｎｉ濃度は切断研磨後ＸＭＡにて測定した。その測定
結果の例を図２に示す。図２は、本発明鋼Ｎｏ．２の深
さ方向のＮｉ濃度分布を示すものであり、本発明例では
表面部分にＮｉが濃化しており、部材全体の２倍以上の
２．９倍となっているのに対し、比較例では濃化の程度
が低い。
び表面Ｎｉ／素材Ｎｉの値を表１に併記する。また、表
面Ｎｉ濃度は切断研磨後ＸＭＡにて測定した。その測定
結果の例を図２に示す。図２は、本発明鋼Ｎｏ．２の深
さ方向のＮｉ濃度分布を示すものであり、本発明例では
表面部分にＮｉが濃化しており、部材全体の２倍以上の
２．９倍となっているのに対し、比較例では濃化の程度
が低い。
【００２９】
【表１】
【００３０】遅れ破壊試験は、熱処理後の異形丸棒を用
い、以下に示す溶接条件でスポット溶接を行った後、引
張強さの７０％の応力を付加し、５０℃に加熱した２０
％ＮＨ4 ＳＣＮ溶液中に浸漬することにより行い、破断
時間で評価した。
い、以下に示す溶接条件でスポット溶接を行った後、引
張強さの７０％の応力を付加し、５０℃に加熱した２０
％ＮＨ4 ＳＣＮ溶液中に浸漬することにより行い、破断
時間で評価した。
【００３１】溶接条件
溶接電流 ３０００Ａ
通電サイクル数 ２
加圧力 ４１０Ｎ
ラセン筋 ＳＷＲＭ８の３．２ｍｍの丸棒
表面Ｎｉ濃度は切断研磨後ＸＭＡにて測定した。これら
供試材の遅れ破壊特性を表２に示す。
供試材の遅れ破壊特性を表２に示す。
【００３２】
【表２】
【００３３】表２に示すように、表面に部材全体の２倍
以上Ｎｉが濃化している本発明例では、比較例よりも遅
れ破壊特性が著しく良好であった。 （実施例２）表３に示す成分組成の素材（本発明鋼Ｎ
ｏ．１〜４、比較鋼Ｎｏ．５）を供試材として、直径２
２ｍｍの丸棒に圧延し、Ｍ２２のボルトに成形した。そ
の後、無酸化雰囲気Ａ（比較例）と、酸化性雰囲気Ｂ
（実施例）との２種類の雰囲気下で焼入れ焼もどし処理
を行った。ここで焼入れは８８０℃で、焼もどしは引張
強さは１４５０Ｎ／ｍｍ2 を目標に最適温度で行った。
以上Ｎｉが濃化している本発明例では、比較例よりも遅
れ破壊特性が著しく良好であった。 （実施例２）表３に示す成分組成の素材（本発明鋼Ｎ
ｏ．１〜４、比較鋼Ｎｏ．５）を供試材として、直径２
２ｍｍの丸棒に圧延し、Ｍ２２のボルトに成形した。そ
の後、無酸化雰囲気Ａ（比較例）と、酸化性雰囲気Ｂ
（実施例）との２種類の雰囲気下で焼入れ焼もどし処理
を行った。ここで焼入れは８８０℃で、焼もどしは引張
強さは１４５０Ｎ／ｍｍ2 を目標に最適温度で行った。
【００３４】
【表３】
【００３５】遅れ破壊試験は、このようにして製造した
ボルトで２０ｍｍ厚の板２枚をナット回転角法にて２３
０°締め付けた後、３．５％食塩水（常温）に一日毎乾
湿繰り返しで６カ月間行ない、２０本のうちの破断数で
評価した。焼入れ焼もどしの雰囲気、表面Ｎｉ／素材Ｎ
ｉの値、引張強さ、ボルト破断数を表４に示す。
ボルトで２０ｍｍ厚の板２枚をナット回転角法にて２３
０°締め付けた後、３．５％食塩水（常温）に一日毎乾
湿繰り返しで６カ月間行ない、２０本のうちの破断数で
評価した。焼入れ焼もどしの雰囲気、表面Ｎｉ／素材Ｎ
ｉの値、引張強さ、ボルト破断数を表４に示す。
【００３６】
【表４】
【００３７】表４に示すように、本発明鋼のＮｏ．１〜
４においては、無酸化雰囲気ＡにおいてＮｉの表面濃化
は生じておらず遅れ破壊試験によりボルトの破断が生じ
たが、酸化性雰囲気ＢではＮｉが表面に濃化されボルト
の破断が全く生じなかった。
４においては、無酸化雰囲気ＡにおいてＮｉの表面濃化
は生じておらず遅れ破壊試験によりボルトの破断が生じ
たが、酸化性雰囲気ＢではＮｉが表面に濃化されボルト
の破断が全く生じなかった。
【００３８】比較鋼のＮｏ．５ではいずれの雰囲気でも
ボルトの破断が生じた。この時のＮｉの濃化（表面Ｎｉ
／素材Ｎｉ）は、比較例Ａで１．０（濃化なし）、実施
例Ｂで１．０であった。
ボルトの破断が生じた。この時のＮｉの濃化（表面Ｎｉ
／素材Ｎｉ）は、比較例Ａで１．０（濃化なし）、実施
例Ｂで１．０であった。
【００３９】（実施例３）コア部および外層部が表５に
示す成分組成を有するクラッド鋼線を製造した。Ｃ，
Ｅ，Ｆは本発明例、Ａ，Ｂ，Ｄは比較例である。
示す成分組成を有するクラッド鋼線を製造した。Ｃ，
Ｅ，Ｆは本発明例、Ａ，Ｂ，Ｄは比較例である。
【００４０】これらは、外径８０ｍｍ、内径７０ｍｍの
外層用鋼管と、その内径よりわずかに小さい外径のコア
用丸棒を用い、鋼管内に丸棒を挿入し、真空中で端部を
溶接し、その後、熱間圧延で直径１２ｍｍの線材にし
た。これを９ｍｍまで伸線し、その後、引張強さの８０
％の応力を付加し、５０℃に加熱した２０％ＮＨ4 ＳＣ
Ｎ溶液中に浸漬することにより行い、破断時間で評価し
た。その結果、表５に示すように、本発明を満たすＣ，
Ｅ，Ｆは、比較例よりも著しく遅れ破壊特性が優れてい
ることが確認された。
外層用鋼管と、その内径よりわずかに小さい外径のコア
用丸棒を用い、鋼管内に丸棒を挿入し、真空中で端部を
溶接し、その後、熱間圧延で直径１２ｍｍの線材にし
た。これを９ｍｍまで伸線し、その後、引張強さの８０
％の応力を付加し、５０℃に加熱した２０％ＮＨ4 ＳＣ
Ｎ溶液中に浸漬することにより行い、破断時間で評価し
た。その結果、表５に示すように、本発明を満たすＣ，
Ｅ，Ｆは、比較例よりも著しく遅れ破壊特性が優れてい
ることが確認された。
【００４１】
【表５】
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
部材中のＮｉを一定量以上とし、かつ部材表面に特定範
囲でＮｉを濃化させることにより、耐遅れ破壊特性が優
れた実用的な高強度鋼部材が提供される。従って、遅れ
破壊の発生するおそれがある環境下でも十分に使用可能
な高強度部材が得られ、工業的価値は極めて高い。
部材中のＮｉを一定量以上とし、かつ部材表面に特定範
囲でＮｉを濃化させることにより、耐遅れ破壊特性が優
れた実用的な高強度鋼部材が提供される。従って、遅れ
破壊の発生するおそれがある環境下でも十分に使用可能
な高強度部材が得られ、工業的価値は極めて高い。
【図１】表面Ｎｉ／素材Ｎｉと遅れ破壊特性との関係を
示す図。
示す図。
【図２】本発明例および比較例のＮｉの表面濃化状態を
示す図。
示す図。
フロントページの続き
(72)発明者 石黒 守幸
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(72)発明者 山下 英治
神奈川県平塚市田村5893 高周波熱錬株
式会社湘南事業所内
(72)発明者 溝口 茂
神奈川県平塚市田村5893 高周波熱錬株
式会社湘南事業所内
(56)参考文献 特開 昭61−147812（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−255738（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−329849（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−311329（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｎｉ：０．２５〜７．０％を含有する鋼
よりなるコア部と、Ｎｉ濃度がコア部の２倍以上である
鋼よりなる外周部を具備した耐遅れ破壊特性に優れたク
ラッド鋼線であり、 前記コア部、外周部の鋼組成として、Ｃ：０．６〜０．
９％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含
み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴と
する耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線。 - 【請求項２】 コア部、外周部の鋼組成として、Ｃｒ：
０．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％の少なく
とも一種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クラッド鋼線。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20393094A JP3375205B2 (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20393094A JP3375205B2 (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0867942A JPH0867942A (ja) | 1996-03-12 |
| JP3375205B2 true JP3375205B2 (ja) | 2003-02-10 |
Family
ID=16482055
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20393094A Expired - Lifetime JP3375205B2 (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 耐遅れ破壊特性に優れたクラッド鋼線 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3375205B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016016676A1 (fr) * | 2014-07-30 | 2016-02-04 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé |
-
1994
- 1994-08-29 JP JP20393094A patent/JP3375205B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0867942A (ja) | 1996-03-12 |
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