JP3385153B2 - 溶接部の遅れ破壊特性の優れたｐｃ鋼棒 - Google Patents
溶接部の遅れ破壊特性の優れたｐｃ鋼棒Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は母材の特性は従来鋼
と同等で溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒に関す
る。
と同等で溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】プレストレストコンクリート用鋼棒（Ｐ
Ｃ鋼棒）はＪＩＳＧ３１０９「ＰＣ鋼棒」にて、引張強
さが１２００Ｎ／ｍｍ2 以上のものが規格され、規格特
性値は機械的特性が中心である。特に引張強さ、降伏
点、伸び、リラクセーション値はＰＣ鋼棒の用途上最も
重要な特性である。
Ｃ鋼棒）はＪＩＳＧ３１０９「ＰＣ鋼棒」にて、引張強
さが１２００Ｎ／ｍｍ2 以上のものが規格され、規格特
性値は機械的特性が中心である。特に引張強さ、降伏
点、伸び、リラクセーション値はＰＣ鋼棒の用途上最も
重要な特性である。
【０００３】ＰＣ鋼棒は熱間圧延後に熱処理を行い引張
強さを１２００Ｎ／ｍｍ2 以上に制御したもので、炭素
含有量が０．４％以下で、溶接が可能である。従って、
フープ筋をＰＣ鋼棒に点溶接を施して籠を編組でき、作
業性が良好な特徴を有している。
強さを１２００Ｎ／ｍｍ2 以上に制御したもので、炭素
含有量が０．４％以下で、溶接が可能である。従って、
フープ筋をＰＣ鋼棒に点溶接を施して籠を編組でき、作
業性が良好な特徴を有している。
【０００４】このようなＰＣ鋼棒の主用途の一つとして
コンクリートポール、コンクリートパイルがある。この
ような用途ではＰＣ鋼棒にフープ筋を点溶接して鉄筋篭
をつくり、これにコンクリートを投入被覆して鋼棒の降
伏点近傍まで応力をかけた状態で蒸気あるいはオートク
レーブで養生し、長期間に亘り鋼棒に緊張状態で使用さ
れる。この緊張力を安定して維持するためにリラクセー
ション特性は小さいほど好ましい。
コンクリートポール、コンクリートパイルがある。この
ような用途ではＰＣ鋼棒にフープ筋を点溶接して鉄筋篭
をつくり、これにコンクリートを投入被覆して鋼棒の降
伏点近傍まで応力をかけた状態で蒸気あるいはオートク
レーブで養生し、長期間に亘り鋼棒に緊張状態で使用さ
れる。この緊張力を安定して維持するためにリラクセー
ション特性は小さいほど好ましい。
【０００５】コンクリート中に配筋されたＰＣ鋼棒はｐ
Ｈが１２と非常に高い環境に存在するために腐食等の発
生は起こりにくいものであるがコンクリートのかぶり量
が少ない用途やコンクリートの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が低い水がコンクリー
トの亀裂等から侵入する場合があり、ＰＣ鋼棒の遅れ破
壊が発生する可能性がある。
Ｈが１２と非常に高い環境に存在するために腐食等の発
生は起こりにくいものであるがコンクリートのかぶり量
が少ない用途やコンクリートの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が低い水がコンクリー
トの亀裂等から侵入する場合があり、ＰＣ鋼棒の遅れ破
壊が発生する可能性がある。
【０００６】特に、フープ筋を点溶接した溶接部はビッ
カース硬度で７００以上の高い硬度を有し、遅れ破壊感
受性が高いために遅れ破壊の起点となることが多い。こ
のためにＰＣ鋼棒の点溶接部の遅れ破壊特性の改善が要
求されてきている。
カース硬度で７００以上の高い硬度を有し、遅れ破壊感
受性が高いために遅れ破壊の起点となることが多い。こ
のためにＰＣ鋼棒の点溶接部の遅れ破壊特性の改善が要
求されてきている。
【０００７】このようなＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性は特開
昭４８−５１８１６号公報にＳｉを高めたＰＣ鋼材、特
開平５−２９５４８１号公報にはＳｉとＣａの複合添加
により介材物の形態制御を行う方法、特開平２−２４０
２３６、特開平２−２４０２３７、特開平２−２４０２
４４号公報にはＮｉ、Ｃｕ，Ｗの添加により耐食性とと
もに遅れ破壊特性を改善したＰＣ鋼棒が知られている。
昭４８−５１８１６号公報にＳｉを高めたＰＣ鋼材、特
開平５−２９５４８１号公報にはＳｉとＣａの複合添加
により介材物の形態制御を行う方法、特開平２−２４０
２３６、特開平２−２４０２３７、特開平２−２４０２
４４号公報にはＮｉ、Ｃｕ，Ｗの添加により耐食性とと
もに遅れ破壊特性を改善したＰＣ鋼棒が知られている。
【０００８】しかし、従来の方法はＰＣ鋼棒の母材部分
の遅れ破壊特性の改善効果はあるものの点溶接部の遅れ
破壊特性を改善する効果は十分ではなく、さらに高価な
合金を多く添加する場合には製造コストが増加し、経済
性に乏しい。
の遅れ破壊特性の改善効果はあるものの点溶接部の遅れ
破壊特性を改善する効果は十分ではなく、さらに高価な
合金を多く添加する場合には製造コストが増加し、経済
性に乏しい。
【０００９】また、点溶接部の遅れ破壊特性を改善した
ＰＣ鋼棒としては特開平６−２１２３４６および特開平
６−２１２３５７号広報にて開示されているようにＮｉ
を０．２５％まで低減した成分系の鋼種が提案されてい
る。この成分系で目標の特性はほぼ満足されるものの高
い遅れ破壊特性を達成するためにはＮｉの増すことが必
要であり、合金コストの点では改善の余地があるととも
にＮｉ添加による酸化スケールの剥離性悪化による加工
処理作業が繁雑となる課題があった。
ＰＣ鋼棒としては特開平６−２１２３４６および特開平
６−２１２３５７号広報にて開示されているようにＮｉ
を０．２５％まで低減した成分系の鋼種が提案されてい
る。この成分系で目標の特性はほぼ満足されるものの高
い遅れ破壊特性を達成するためにはＮｉの増すことが必
要であり、合金コストの点では改善の余地があるととも
にＮｉ添加による酸化スケールの剥離性悪化による加工
処理作業が繁雑となる課題があった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術課題を
解決するために本発明は、高価なＮｉを添加することな
しに、合金添加を極力押さえることにより点溶接性を損
なうことなく機械的特性とリラクセーション特性は従来
鋼と同等で、点溶接部の遅れ破壊特性を改善した低コス
トなＰＣ鋼棒を提供することを目的とするものである。
解決するために本発明は、高価なＮｉを添加することな
しに、合金添加を極力押さえることにより点溶接性を損
なうことなく機械的特性とリラクセーション特性は従来
鋼と同等で、点溶接部の遅れ破壊特性を改善した低コス
トなＰＣ鋼棒を提供することを目的とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記技術課
題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、機械的特性とリ
ラクセーション特性を悪化することなしに遅れ破壊特
性、特に点溶接部での遅れ破壊特性を改善するためには
以下に示す条件を満足することが有効であることを見い
だした。
題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、機械的特性とリ
ラクセーション特性を悪化することなしに遅れ破壊特
性、特に点溶接部での遅れ破壊特性を改善するためには
以下に示す条件を満足することが有効であることを見い
だした。
【００１２】（ａ）点溶接部の遅れ破壊特性を改善する
ためには溶着金属部の硬度の高い部分に発生した亀裂を
母材内部まで進展させないことがポイントで、溶着金属
と母材の境界での靭性を改善することが重要であること
を知見した。すなわち溶着金属と母材の境界は点溶接時
に熱影響を受け、高温に加熱され、硬度低下を示し、こ
の領域（ＨＡＺ軟化層と称す）で亀裂が停止する。ＨＡ
Ｚ軟化層の硬度は低くければ低いほど点溶接部の遅れ破
壊特性が改善される。即ち合金成分としてはＳｉおよび
Ｍｎの低減が有効に作用することを知見したものであ
る。
ためには溶着金属部の硬度の高い部分に発生した亀裂を
母材内部まで進展させないことがポイントで、溶着金属
と母材の境界での靭性を改善することが重要であること
を知見した。すなわち溶着金属と母材の境界は点溶接時
に熱影響を受け、高温に加熱され、硬度低下を示し、こ
の領域（ＨＡＺ軟化層と称す）で亀裂が停止する。ＨＡ
Ｚ軟化層の硬度は低くければ低いほど点溶接部の遅れ破
壊特性が改善される。即ち合金成分としてはＳｉおよび
Ｍｎの低減が有効に作用することを知見したものであ
る。
【００１３】またＶを添加することにより侵入水素のト
ラップサイトとして作用し、鋼材中に侵入した水素の無
害化が図れること、さらに粒界偏析しやすいＰ，Ｓ，Ｍ
ｎの低減は粒界への偏析を抑制し粒界強化が図られ、ス
ポット溶接部に発生した亀裂先端から母材への進展を抑
制することにより遅れ破壊特性が改善できること。
ラップサイトとして作用し、鋼材中に侵入した水素の無
害化が図れること、さらに粒界偏析しやすいＰ，Ｓ，Ｍ
ｎの低減は粒界への偏析を抑制し粒界強化が図られ、ス
ポット溶接部に発生した亀裂先端から母材への進展を抑
制することにより遅れ破壊特性が改善できること。
【００１４】（ｂ）点溶接部の遅れ破壊特性を改善する
Ｓｉの低下はＰＣ鋼棒の重要な特性値であるリラクセー
ション特性を悪化する。そこで低Ｓｉでも良好なリラク
セーション特性を得るために微細な炭窒化物を形成する
Ｖ，Ｎｂの添加が有効であることを知見した。
Ｓｉの低下はＰＣ鋼棒の重要な特性値であるリラクセー
ション特性を悪化する。そこで低Ｓｉでも良好なリラク
セーション特性を得るために微細な炭窒化物を形成する
Ｖ，Ｎｂの添加が有効であることを知見した。
【００１５】（ｃ）遅れ破壊特性改善のためにＭｎを低
減下場合の焼入れ性の低下を抑制するためにＢを添加
し、焼入れ性を確保する。ここで、Ｂを有効に作用させ
るためにＴｉ，Ａｌを添加し、窒化物を形成し鋼中のＮ
がＢと結合することを抑制する必要があること。
減下場合の焼入れ性の低下を抑制するためにＢを添加
し、焼入れ性を確保する。ここで、Ｂを有効に作用させ
るためにＴｉ，Ａｌを添加し、窒化物を形成し鋼中のＮ
がＢと結合することを抑制する必要があること。
【００１６】（ｄ）さらに焼入れ焼戻し処理により強度
の調整を行い、目標強度を確保するが、この時急速加熱
を行うことにより結晶粒が微細化されるとともに炭窒化
物の析出物もマルテンサイトラスの内部に微細析出し、
粒界への析出を抑制する結果、粒界強度の低下を防止す
ること。上記知見（ａ）〜（ｄ）をもとに本発明によれ
ば前記課題は下記により解決される。
の調整を行い、目標強度を確保するが、この時急速加熱
を行うことにより結晶粒が微細化されるとともに炭窒化
物の析出物もマルテンサイトラスの内部に微細析出し、
粒界への析出を抑制する結果、粒界強度の低下を防止す
ること。上記知見（ａ）〜（ｄ）をもとに本発明によれ
ば前記課題は下記により解決される。
【００１７】すなわち、本発明のＰＣ鋼棒は、質量％で
Ｃ：０．２０〜０．４０％，Ｓｉ：０．０５〜０．３
％，Ｍｎ：０．２〜０．５％，Ｐ：＜０．０２％，Ｓ：
＜０．０２％，Ｖ：０．０３〜０．２％，を基本成分と
し、更にＴｉ：０．０１〜０．０５％，Ａｌ：０．０１
〜０．０５％，Ｂ：０．００１〜０．００５％，うち２
種以上を含み残部が鉄および不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒
である。
Ｃ：０．２０〜０．４０％，Ｓｉ：０．０５〜０．３
％，Ｍｎ：０．２〜０．５％，Ｐ：＜０．０２％，Ｓ：
＜０．０２％，Ｖ：０．０３〜０．２％，を基本成分と
し、更にＴｉ：０．０１〜０．０５％，Ａｌ：０．０１
〜０．０５％，Ｂ：０．００１〜０．００５％，うち２
種以上を含み残部が鉄および不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする溶接部の遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒
である。
【００１８】また、本発明のＰＣ鋼棒は、質量％でＣ：
０．２０〜０．４０％，Ｓｉ：０．０５〜０．３％，Ｍ
ｎ：０．２〜０．５％，Ｐ：＜０．０２％，Ｓ：＜０．
０２％，Ｖ：０．０３〜０．２％，Ｎｂ：０．０２〜
０．０５％，を基本成分とし、更にＴｉ：０．０１〜
０．０５％，Ａｌ：０．０１〜０．０５％，Ｂ：０．０
０１〜０．００５％，のうち２種以上を含み残部が鉄お
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接部の
遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒である。
０．２０〜０．４０％，Ｓｉ：０．０５〜０．３％，Ｍ
ｎ：０．２〜０．５％，Ｐ：＜０．０２％，Ｓ：＜０．
０２％，Ｖ：０．０３〜０．２％，Ｎｂ：０．０２〜
０．０５％，を基本成分とし、更にＴｉ：０．０１〜
０．０５％，Ａｌ：０．０１〜０．０５％，Ｂ：０．０
０１〜０．００５％，のうち２種以上を含み残部が鉄お
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接部の
遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒である。
【００１９】
【作用】本発明の成分限定理由を質量％（以下単に％と
表示）により説明すると以下の通りである。Ｃは焼入れ
性を高め強度を上げるのに必要な元素であり、ＰＣ鋼棒
とし１４２０Ｎ／ｍｍ2の強度レベルを確保するために
は０．２％以上は必要である。また、Ｃの含有量を増せ
ば増すほど強度向上の効果は得られるが本発明の主目的
の一つである点溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化すること
と、Ｃ含有量の増加に従い点溶接性が低下し、点溶接部
の脆化が認められるために０．４％以下に押さえること
が特に必要である。
表示）により説明すると以下の通りである。Ｃは焼入れ
性を高め強度を上げるのに必要な元素であり、ＰＣ鋼棒
とし１４２０Ｎ／ｍｍ2の強度レベルを確保するために
は０．２％以上は必要である。また、Ｃの含有量を増せ
ば増すほど強度向上の効果は得られるが本発明の主目的
の一つである点溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化すること
と、Ｃ含有量の増加に従い点溶接性が低下し、点溶接部
の脆化が認められるために０．４％以下に押さえること
が特に必要である。
【００２０】Ｓｉは母材の遅れ破壊特性およびリラクセ
ーション特性に有効であり、含有量が多いほど特性が改
善する。しかし、Ｓｉ含有率が増すにつれ点溶接部の熱
影響部の軟化層硬度が高くなり、点溶接部の遅れ破壊特
性が低下する。このため遅れ破壊特性を改善するには少
なくとも０．３％以下の含有量とすることが必要であ
る。しかし、Ｓｉが０．０５％より少なくなると点溶接
部の遅れ破壊特性は改善するものの降伏比（降伏強度／
引張強度）の低下およびＰＣ鋼棒としての緊張時の応力
弛緩が高く、リラクセーション値の大幅な低下を来すた
めに０．０５％以上は必要である。
ーション特性に有効であり、含有量が多いほど特性が改
善する。しかし、Ｓｉ含有率が増すにつれ点溶接部の熱
影響部の軟化層硬度が高くなり、点溶接部の遅れ破壊特
性が低下する。このため遅れ破壊特性を改善するには少
なくとも０．３％以下の含有量とすることが必要であ
る。しかし、Ｓｉが０．０５％より少なくなると点溶接
部の遅れ破壊特性は改善するものの降伏比（降伏強度／
引張強度）の低下およびＰＣ鋼棒としての緊張時の応力
弛緩が高く、リラクセーション値の大幅な低下を来すた
めに０．０５％以上は必要である。
【００２１】Ｍｎも焼入れ焼戻し後の強度を高めるのに
有効な元素であり、含有量を増すほ高い強度が得られ
る。含有量が少ない場合は焼戻し温度を低下する必要が
あり、十分な靭性が得られない。この結果、遅れ破壊特
性も悪化傾向を示すために少なくとも０．２％以上は必
要である。点溶接部においてはＭｎ含有量が増すほど熱
影響部の軟化層硬度が高くなり遅れ破壊感受性が高くな
り、遅れ破壊特性が悪化するために０．５％を上限とし
た。
有効な元素であり、含有量を増すほ高い強度が得られ
る。含有量が少ない場合は焼戻し温度を低下する必要が
あり、十分な靭性が得られない。この結果、遅れ破壊特
性も悪化傾向を示すために少なくとも０．２％以上は必
要である。点溶接部においてはＭｎ含有量が増すほど熱
影響部の軟化層硬度が高くなり遅れ破壊感受性が高くな
り、遅れ破壊特性が悪化するために０．５％を上限とし
た。
【００２２】Ｐは不純物元素としてさけられない元素で
あるが粒界に偏析し、遅れ破壊特性を悪化させるために
０．０２％以下とした。
あるが粒界に偏析し、遅れ破壊特性を悪化させるために
０．０２％以下とした。
【００２３】ＳもＰと同様に不純物元素としてさけられ
ない元素であり、粒界に偏析し、遅れ破壊特性を悪化さ
せるために０．０２％以下とした。
ない元素であり、粒界に偏析し、遅れ破壊特性を悪化さ
せるために０．０２％以下とした。
【００２４】Ｖは本発明における重要な元素である。Ｖ
は炭窒化物を析出させ、γ粒を細粒化すると共に鋼材中
に侵入した水素のトラップサイトとしても作用し、水素
の無害化により遅れ破壊特性を改善する。さらに析出物
がピンニング作用により転位の移動を抑制し、リラクセ
ーション特性を改善する。この効果を発揮するためには
０．００３％以上の含有量が必要であり０．００３％を
下限とした。しかし、多量の配合は効果が飽和すること
と、経済的にも不利になるために０．２％を上限とし
た。
は炭窒化物を析出させ、γ粒を細粒化すると共に鋼材中
に侵入した水素のトラップサイトとしても作用し、水素
の無害化により遅れ破壊特性を改善する。さらに析出物
がピンニング作用により転位の移動を抑制し、リラクセ
ーション特性を改善する。この効果を発揮するためには
０．００３％以上の含有量が必要であり０．００３％を
下限とした。しかし、多量の配合は効果が飽和すること
と、経済的にも不利になるために０．２％を上限とし
た。
【００２５】Ｎｂも炭窒化物を析出しγ粒を細粒化し、
遅れ破壊特性を改善する。さらにＶ同様ピンニング作用
により転位の移動を抑制し、リラクセーション特性を改
善する。この作用を発揮するためには少なくとも０．０
２％以上の含有量が必要であり０．０２％を下限とし
た。しかし、多量に配合しても効果が飽和すること、経
済的にも不利になるために０．０５％を上限とした。
遅れ破壊特性を改善する。さらにＶ同様ピンニング作用
により転位の移動を抑制し、リラクセーション特性を改
善する。この作用を発揮するためには少なくとも０．０
２％以上の含有量が必要であり０．０２％を下限とし
た。しかし、多量に配合しても効果が飽和すること、経
済的にも不利になるために０．０５％を上限とした。
【００２６】Ｔｉは鋼中のＮを固定し、窒化物をつくり
ＢＮの析出によるＢの焼入れ性改善効果の低減を抑制す
るとともにγ粒の細粒化による遅れ破壊特性の改善、析
出物によるリラクセーション特性の改善がある。この効
果を得るためには少なくとも０．０１％以上が必要であ
る。しかし添加量が多すぎると粗大なＴｉＮが大量に析
出して特性を悪化することと経済的に不利になるために
０．０５％を上限とした。
ＢＮの析出によるＢの焼入れ性改善効果の低減を抑制す
るとともにγ粒の細粒化による遅れ破壊特性の改善、析
出物によるリラクセーション特性の改善がある。この効
果を得るためには少なくとも０．０１％以上が必要であ
る。しかし添加量が多すぎると粗大なＴｉＮが大量に析
出して特性を悪化することと経済的に不利になるために
０．０５％を上限とした。
【００２７】Ｂはわずかの添加により焼入れ性を高める
元素であるがＮがＢＮとして析出した場合にはＢの焼入
れ性の改善効果が得られなくなる。従って、Ａｌ、Ｔｉ
の窒化物形成元素と複合添加して鋼中のＮを事前に固定
することが必要である。さらにＢは優先的に粒界に偏析
し、Ｐ，Ｓ，Ｍｎ等の粒界偏析を抑制する粒界清浄効果
をも合わせ持つ。このような理由からＢの効果を発揮す
るためには少なくとも０．００１％以上が必要である。
また、Ｂは多量に含有するとＦｅ23Ｂを析出し、遅れ破
壊特性を悪化させること、Ｂの効果が飽和することから
０．００５％を上限とした。
元素であるがＮがＢＮとして析出した場合にはＢの焼入
れ性の改善効果が得られなくなる。従って、Ａｌ、Ｔｉ
の窒化物形成元素と複合添加して鋼中のＮを事前に固定
することが必要である。さらにＢは優先的に粒界に偏析
し、Ｐ，Ｓ，Ｍｎ等の粒界偏析を抑制する粒界清浄効果
をも合わせ持つ。このような理由からＢの効果を発揮す
るためには少なくとも０．００１％以上が必要である。
また、Ｂは多量に含有するとＦｅ23Ｂを析出し、遅れ破
壊特性を悪化させること、Ｂの効果が飽和することから
０．００５％を上限とした。
【００２８】本発明のＰＣ鋼棒は熱処理により引張強さ
１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上、降伏強度１３２５Ｎ／ｍｍ2
以上、伸び５％以上の機械的性質を有するように調整さ
れる。熱処理は鋼材をＡｃ3 変態点以上に加熱し、溶体
化してオーステナイト状態からＭｓ点以下まで急冷し
て、焼入れにより完全にマルテンサイト組織としその
後、焼戻し処理を行い靭性を確保するものである。焼戻
し温度は成分と目標強度により異なるが十分な靭性が確
保し、降伏強度を高く維持するためには３５０℃以上に
加熱して調整する。
１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上、降伏強度１３２５Ｎ／ｍｍ2
以上、伸び５％以上の機械的性質を有するように調整さ
れる。熱処理は鋼材をＡｃ3 変態点以上に加熱し、溶体
化してオーステナイト状態からＭｓ点以下まで急冷し
て、焼入れにより完全にマルテンサイト組織としその
後、焼戻し処理を行い靭性を確保するものである。焼戻
し温度は成分と目標強度により異なるが十分な靭性が確
保し、降伏強度を高く維持するためには３５０℃以上に
加熱して調整する。
【００２９】この際、焼入れ時の加熱速度を急速に行う
ことによりγ粒が微細化し、高い遅れ破壊特性が得られ
るとともに析出物の再溶解をも抑制でき、析出物を微細
に分布でき、有効に利用することができる。焼戻し時に
も急速加熱を行うことによりセメンタイトを微細かつ、
マルテンサイトラス内に大量に析出させ、粒界脆化を抑
制し、遅れ破壊特性を改善するものである。
ことによりγ粒が微細化し、高い遅れ破壊特性が得られ
るとともに析出物の再溶解をも抑制でき、析出物を微細
に分布でき、有効に利用することができる。焼戻し時に
も急速加熱を行うことによりセメンタイトを微細かつ、
マルテンサイトラス内に大量に析出させ、粒界脆化を抑
制し、遅れ破壊特性を改善するものである。
【００３０】このように本発明では高価なＮｉを添加す
ることなしにＳｉ，Ｍｎを低減し溶接部の軟化層硬度を
低く押さえ、リラクセーション特性をＶ，Ｎｂの析出物
により改善し、さらに水素のトラップサイトとして作用
させ水素の無害化を図ることおよびセメンタイトをマル
テンサイトラス内に微細分散させることにより従来鋼と
同等かより優れたリラクセーション特性を有し、点溶接
部の遅れ破壊特性が優れたＰＣ鋼棒を得るものである。
ることなしにＳｉ，Ｍｎを低減し溶接部の軟化層硬度を
低く押さえ、リラクセーション特性をＶ，Ｎｂの析出物
により改善し、さらに水素のトラップサイトとして作用
させ水素の無害化を図ることおよびセメンタイトをマル
テンサイトラス内に微細分散させることにより従来鋼と
同等かより優れたリラクセーション特性を有し、点溶接
部の遅れ破壊特性が優れたＰＣ鋼棒を得るものである。
【００３１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施例について説
明する。なおこれらの実施例は本発明の効果を示す例示
であって、本発明の技術的範囲を何ら制限するものでな
いことは勿論である。
明する。なおこれらの実施例は本発明の効果を示す例示
であって、本発明の技術的範囲を何ら制限するものでな
いことは勿論である。
【００３２】
【実施例】本発明者は、表１に示す成分組成の本発明鋼
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１９、比較鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２９
を供試鋼として直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、デスケ
ーリングを行った後に直径７．４ｍｍの異形丸棒に伸線
し、その後高周波加熱により焼入れ焼戻し処理を行っ
た。ここで焼入れは８８０〜９２０℃で、焼戻しは引張
強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上となるように３５０〜４５
０℃の範囲に制御した。なお、熱処理の手段は高周波加
熱のみに限定されるものではないことは明らかである。
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１９、比較鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２９
を供試鋼として直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、デスケ
ーリングを行った後に直径７．４ｍｍの異形丸棒に伸線
し、その後高周波加熱により焼入れ焼戻し処理を行っ
た。ここで焼入れは８８０〜９２０℃で、焼戻しは引張
強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上となるように３５０〜４５
０℃の範囲に制御した。なお、熱処理の手段は高周波加
熱のみに限定されるものではないことは明らかである。
【表１】
【００３３】熱処理を行った鋼材に直径３．２ｍｍのＳ
ＷＲＭ８の軟鋼線材をフープ筋として直角に交差させた
状態で、４１０Ｎの加圧力で押しつけて２５００Ａの溶
接電流を２サイクル、０．０５Ｓ通電して点溶接を行
い、溶接部に於ける遅れ破壊試験およびリラクセーショ
ン試験を行った。
ＷＲＭ８の軟鋼線材をフープ筋として直角に交差させた
状態で、４１０Ｎの加圧力で押しつけて２５００Ａの溶
接電流を２サイクル、０．０５Ｓ通電して点溶接を行
い、溶接部に於ける遅れ破壊試験およびリラクセーショ
ン試験を行った。
【００３４】ここで、遅れ破壊試験は図１に概要を示し
たように、規格の引張強さの７０％の一定応力６を付加
し、容器３内に５０℃に加熱した２０％ＮＨ4 ＳＣＮ溶
液２中に溶接部４を含むＰＣ鋼棒１を浸漬して行い、破
断時間で評価した。容器３は２重ジャケットであり、外
側と内側のジャケット間の間隙を５０℃の温水が図中の
右下から右上に流れるようになっている。
たように、規格の引張強さの７０％の一定応力６を付加
し、容器３内に５０℃に加熱した２０％ＮＨ4 ＳＣＮ溶
液２中に溶接部４を含むＰＣ鋼棒１を浸漬して行い、破
断時間で評価した。容器３は２重ジャケットであり、外
側と内側のジャケット間の間隙を５０℃の温水が図中の
右下から右上に流れるようになっている。
【００３５】溶接性試験は、溶接後のＰＣ鋼棒を引っ張
り、強度、伸びがＪＩＳＧ３１０９の規格を満足する場
合を○印とした。
り、強度、伸びがＪＩＳＧ３１０９の規格を満足する場
合を○印とした。
【００３６】母材の引張試験は、熱処理後のものを評点
距離６０ｍｍで引張を行った。
距離６０ｍｍで引張を行った。
【００３７】リラクセーション試験は、蒸気養生を考慮
して７５℃で行った。この時は、規格の引張強さの７０
％の応力を付加し、７５℃に５時間保持した後炉内放冷
し、２３時間後の荷重変化量を測定し、初期荷重との比
で評価した。
して７５℃で行った。この時は、規格の引張強さの７０
％の応力を付加し、７５℃に５時間保持した後炉内放冷
し、２３時間後の荷重変化量を測定し、初期荷重との比
で評価した。
【００３８】表２に示すように、本発明鋼ではいずれも
機械的特性、溶接性は従来鋼と何ら遜色無く、ＰＣ鋼棒
としての特性を満足させるものとなっているとともに、
スポット溶接部の遅れ破壊破断時間が３０ｈ以上とな
り、さらにリラクセーション特性も従来鋼に比べ改善さ
れていることがわかる。
機械的特性、溶接性は従来鋼と何ら遜色無く、ＰＣ鋼棒
としての特性を満足させるものとなっているとともに、
スポット溶接部の遅れ破壊破断時間が３０ｈ以上とな
り、さらにリラクセーション特性も従来鋼に比べ改善さ
れていることがわかる。
【表２】
【００３９】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明によると、１４
２０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ溶接後でも
特性の劣化のない溶接部の遅れ破壊特性が優れ、その他
のリラクセーション特性や機械的特性は従来鋼並の特性
を有し、かつ低コストのＰＣ鋼棒を得ることができ、遅
れ破壊が発生しやすい環境下においても、十分使用する
ことができ、工業的に非常に有用な発明である。
２０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有し、かつ溶接後でも
特性の劣化のない溶接部の遅れ破壊特性が優れ、その他
のリラクセーション特性や機械的特性は従来鋼並の特性
を有し、かつ低コストのＰＣ鋼棒を得ることができ、遅
れ破壊が発生しやすい環境下においても、十分使用する
ことができ、工業的に非常に有用な発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１図は遅れ破壊試験方法を示す断面図であ
る。
る。
１…試験用ＰＣ鋼棒
２…５０℃に加熱した２０％ＮＨ4 ＳＣＮ溶液
３…５０℃の温水を循環させる容器
４…ＰＣ鋼棒の点溶接部分
５…溶液の漏れ防止パッキング
６…荷重付加方向
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 8/08
B21F 27/10
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４０％， Ｓｉ：０．０５〜０．３％， Ｍｎ：０．２〜０．５％， Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 Ｖ：０．０３〜０．２％， を基本成分とし、更に Ｔｉ：０．０１〜０．０５％， Ａｌ：０．０１〜０．０５％， Ｂ：０．００１〜０．００５％ のうち２種以上を含み残部が鉄および不可避的不純物か
らなることを特徴とする溶接部の遅れ破壊特性の優れた
ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４０％， Ｓｉ：０．０５〜０．３％， Ｍｎ：０．２〜０．５％， Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０２％以下 Ｖ：０．０３〜０．２％， Ｎｂ：０．０２〜０．０５％， を基本成分とし、更に Ｔｉ：０．０１〜０．０５％， Ａｌ：０．０１〜０．０５％， Ｂ：０．００１〜０．００５％ のうち２種以上を含み残部が鉄および不可避的不純物か
らなることを特徴とする溶接部の遅れ破壊特性が優れた
ＰＣ鋼棒。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05486396A JP3385153B2 (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | 溶接部の遅れ破壊特性の優れたｐｃ鋼棒 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05486396A JP3385153B2 (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | 溶接部の遅れ破壊特性の優れたｐｃ鋼棒 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09241795A JPH09241795A (ja) | 1997-09-16 |
| JP3385153B2 true JP3385153B2 (ja) | 2003-03-10 |
Family
ID=12982438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05486396A Expired - Fee Related JP3385153B2 (ja) | 1996-03-12 | 1996-03-12 | 溶接部の遅れ破壊特性の優れたｐｃ鋼棒 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3385153B2 (ja) |
-
1996
- 1996-03-12 JP JP05486396A patent/JP3385153B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09241795A (ja) | 1997-09-16 |
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