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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
〜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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
供試材の遅れ破壊特性を表2に示す。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
示す図。
示す図。
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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