JP3957582B2

JP3957582B2 - スポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法

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Publication number: JP3957582B2
Application number: JP2002213378A
Authority: JP
Inventors: 順一児玉; 均田代; 英治山下; 親治坂田; 一博川嵜; 保則山本; 信二郎元木
Original assignee: Neturen Co Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Neturen Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-07-23
Filing date: 2002-07-23
Publication date: 2007-08-15
Anticipated expiration: 2022-07-23
Also published as: JP2004052062A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＰＣポール、ＰＣパイル等のプレストレストコンクリート構造物の補強用鋼材として用いられるＰＣ鋼棒に関わるものであり、特にスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた引張強さが１４２０ＭＰａ以上を有する高強度ＰＣ鋼棒に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＰＣ鋼棒はコンクリートパイル、ポールおよび橋梁、建築等のプレストレストコンクリート構造物の補強用鋼材として広く使用されている。このようなＰＣ鋼棒はＪＩＳＧ３１０９「ＰＣ鋼棒」およびＪＩＳＧ３１３７「細径異形ＰＣ鋼棒」にて引張強さ、耐力、伸び、リラクセーション値が規格化されており、高強度ＰＣ鋼棒としては、引張強さが１４２０ＭＰａ以上のＤ種規格製品まで製造されている。
【０００３】
一般にＰＣ鋼棒は焼入、焼戻による熱処理を行うことにより製造され、特に細径異形ＰＣ鋼棒はＣ含有量が０．２％〜０．４％の中炭素鋼を素材としているために溶接が可能であるという特徴がある。
【０００４】
ＰＣ鋼棒はコンクリート製品にプレストレスト力を与えるために常に引張応力が作用しており、プレストレストコンクリート構造物中の高強度ＰＣ鋼棒は長期間の使用中に、コンクリートのひび割れ部等から水分が侵入し、局部的な腐食の発生に伴い、鋼中に水素が侵入し、遅れ破壊を引き起こすことがある。このために高強度化と伴に、耐遅れ破壊特性が要求される。
【０００５】
ＰＣ鋼棒は、コンクリート打設前に所定の形状に溶接固定され、所定の形状の鉄筋かごを形成する。コンクリートポールやパイルの場合は、緊張力を負荷する主筋のＰＣ鋼棒の周りに鉄線をらせん状にスポット溶接により固定される。このスポット溶接部は加熱後直ちに急冷されるために強度の高いマルテンサイト組織となり、遅れ破壊感受性が著しく高くなる。このためにＰＣ鋼棒は鋼材そのものの遅れ破壊特性改善と共にスポット溶接部での遅れ破壊特性にも優れていることが求められている。
【０００６】
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性改善に関しては従来から種々の提案がなされてはいるものの製造コストと特性を十分に満足すべき技術は確立されていないのが実情である。
【０００７】
従来の遅れ破壊特性改善技術としては、例えば特公平５−５９９６７号公報に記載されているように結晶粒界に偏析し易いＰ、Ｓの不純物元素を低減する提案がある。しかし、Ｐ、Ｓの不純物元素低減のためには精錬工程で、処理プロセスを追加する必要があり、コストの増加を招く問題がある。
【０００８】
また、特開平６−２１２３４６号公報にはＮｉを０．２５〜０．８％添加し、ＰＣ鋼棒のスポット溶接部の遅れ破壊特性を改善する技術が提案されている。しかし、合金元素として高価なＮｉを添加するためにコストが増加する課題があり必ずしも満足できるものではない。
【０００９】
さらに、特開平５−７９６３号公報にはＰＣ鋼棒と鉄線のスポット溶接部周辺を樹脂の被覆層で被覆し、腐食環境と鋼材の接触を防止し、遅れ破壊の発生を防止する方法が提案されている。しかし、この樹脂による被覆を行っても樹脂部分が損傷を受け、鉄部分が露出した場合には鋼材の腐食を防止することはできず、樹脂被覆工程の追加によるコスト増加を招くのみであり、製造コストに見合う効果が得られないという問題がある。
【００１０】
このように従来の技術では高強度ＰＣ鋼棒の母材およびスポット溶接部の遅れ破壊をコスト増加を伴わないで抜本的に改善するには限界があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、上記実状に鑑み、大幅なコストアップを抑制しつつ、表層近傍の組織形態を適正に制御すると伴に熱影響部の靱性を高める適正成分とすることでスポット溶接部の遅れ破壊特性を大幅に改善した引張強さ１４２０ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼棒を提供することを目的とするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
一般に、遅れ破壊は鋼材の存在する外部環境等により鋼材中に水素が侵入し、旧オーステナイト（以下γと記す）結晶粒界に集積することにより粒界を脆化することが原因の一つと考えられている。特に、鋼材中を自由に拡散しうる水素が遅れ破壊を引き起こすと推定されている。この結果、遅れ破壊はγ粒界から破壊する特徴があり、γ粒界強化や、細粒化が遅れ破壊対策として採用されている。
【００１３】
鋼材中の水素量は鋼材を一定の昇温速度で加熱した時に放出される水素の量を測定することにより同定できる。測定の一例を図１に示す。図１のように１００℃前後に水素放出ピークを有し、３００℃以下の温度範囲のハッチング部分の面積から拡散性水素量を求めることができる。
【００１４】
本発明者らはスポット溶接されたＰＣ鋼棒の遅れ破壊による亀裂の発生と進展状況について詳細に解析した結果、オーステナイト温度域まで加熱され、急冷された熱影響部（以下ＨＡＺと記す）のマルテンサイト組織部分はビッカース硬度で６００以上と高く、遅れ破壊感受性が非常に高い組織、強度レベルであるためにわずかの水素侵入により容易にγ粒の結晶粒界に沿って亀裂が発生する。しかし、この亀裂はＨＡＺと母材境界で一旦停留し、さらに時間の経過に伴いより多くの水素が鋼材中に侵入すると、ＨＡＺと母材境界を越えて母材内に亀裂が進展し、ついには破断に至ることがわかった。
【００１５】
しかし、遅れ破壊破断に至らない場合でも、ＨＡＺマルテンサイト部分には多数の亀裂が発生し、母材との境界で停止していたことから、スポット溶接材の遅れ破壊で破断に至るか否かはＨＡＺ境界での亀裂進展を抑制可能かどうかが重要なポイントであることもわかった。このＨＡＺから母材までの硬度分布を測定した結果の一例を図２に示す。この硬度分布から明らかなようにＨＡＺと母材境界の亀裂先端部分に相当する位置で著しく低い、軟化層が存在する。この軟化層部分の靱性を改善することにより亀裂の進展を抑制することが可能となることからスポット溶接部の遅れ破壊特性の改善には軟化層硬度の低減が重要であるとの結論に達した。
【００１６】
一方、わずかの侵入水素によりＨＡＺマルテンサイト部分に発生した亀裂は必ずしも鋼材の長手方向に垂直な亀裂のみではなく、半円弧状のＨＡＺ部では鋼材の長手方向と平行方向へも亀裂が発生する。この結果、ＨＡＺ軟化層を越えて母材まで亀裂先端が達した場合は、γ粒を伸張化していてもγ粒界に沿って亀裂が進展するために必ずしもγ粒を長手方向に伸張化させたのみではスポット溶接部に発生した亀裂の進展を抑制するには十分ではないことも明らかとなった。
【００１７】
これらの亀裂の発生、進展状況の解析結果から鋼材の成分、特にＳｉとＭｎを適正化し、ＨＡＺマルテンサイト部分に発生した亀裂の母材への進展を抑制するためのＨＡＺと母材間に存在する軟化層の靱性改善と、スポット溶接部に発生した亀裂の母材内での進展を抑制するためのオーステナイト粒の伸張化を組み合わせることにより大幅にＰＣ鋼棒のスポット溶接部の遅れ破壊特性を改善できることを知見した。
【００１８】
伸張度の大きいγ粒を得る方法としては一般には未再結晶域温度での加工を行うが、実製造ラインでは加工によって形成された伸張粒がそのままの形態で存在せず、再結晶により伸張粒が等軸粒化する現象がおきる。このためにγ粒伸張度が低下する。そこで本発明では加工により形成されたγ粒の伸張度とγ粒度の関係を解析した結果から、伸張γの再結晶を抑制し、最も伸張度の大きいγ粒が得られる条件を明らかにした。さらに、γ粒の粗大化により焼入後のマルテンサイト組織は粗くなり、マルテンサイトラス、ブロック、パケットも粗大化するために結晶粒界が少なくなり、水素の集積する水素のトラップサイトが減少する結果、鋼中に侵入する水素量が少なくなり遅れ破壊特性を改善できることも知見し、最適な組織、形態を明らかにし、その組織に制御することにより本発明を完成させるに至ったものである。
【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。
【００２０】
質量％で、
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．２〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
かつＳｉ＋Ｍｎ：０．４〜０．７％
を基本成分とし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、スポット溶接熱影響部の最大深さをｈとした時、表面から１．５×ｈまでの深さ領域の溶接熱影響部以外の部分の旧オーステナイト粒度番号が７以上９未満で、かつ旧オーステナイト粒の鋼材長手方向の長さとそれに直交する厚さの比率（アスペクト比）が２．５以上の伸張粒からなり、溶接熱影響部のマルテンサイト組織部分と母材との境界部の軟化層の最低硬度値がビッカース硬度で２５０以上３５０未満で、引張強さが１４２０ＭＰａ以上であることを特徴とする焼入焼戻し処理されたスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒である。
好ましくは、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００７〜０．００５％
の１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スポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒である。
【００２１】
また、本発明のＰＣ鋼棒は焼入焼戻し処理においてＡｃ₃変態温度＋５０〜２００℃の範囲に加熱後、未再結晶温度域で減面率２５％以上７５％以下の熱間加工を行い、最終加工後０．５秒以内に臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点以下の温度まで冷却し、引き続き加熱速度１００℃／秒以上の加熱速度でＡｒ₁変態温度未満の温度に焼戻し、引張強さを１４２０ＭＰａ以上に調質することにより製造することができる。
【００２２】
本発明のＰＣ鋼棒製造時の焼入加熱方法は特に限定はされず高周波誘導加熱、直接通電、バーナーあるいは電気ヒーター等による炉加熱のいずれの手段も適用可能であるがインラインで連続かつ高生産性で製造するためには短時間加熱が可能な高周波あるいは直接通電加熱の適用が好ましい。
【００２３】
焼戻加熱は加熱速度を１００℃／ｓ以上の急速加熱とすることから高周波誘導加熱が最も好ましい加熱方法である。
【００２４】
旧γ粒伸長化のための熱間での加工は２ロール、３ロール、４ロール等による圧延、あるいはローラーダイス等も適用可能で、本発明の組織形態が得られれば加工の手段は特に限定されない。
【００２５】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の実施の形態について説明する。まず、ＨＡＺ硬度の限定理由について述べる。なお遅れ破壊特性は濃度２０％のＮＨ₄ＳＣＮ水溶液を温度５０℃に保持した溶液中に試験材を浸漬し、一定荷重を負荷して破断するまでの時間で評価した（以下ＦＩＰ試験と記す）。
【００２６】
ＨＡＺ〜母材軟化層硬度：
スポット溶接部ＨＡＺと母材境界のＨＡＺ軟化層硬度の異なる素材のＦＩＰ遅れ破壊試験を行った結果を図３に示す。この図から明らかなようにＨＡＺ軟化層硬度の低下に伴い遅れ破壊破断時間は長くなり、遅れ破壊特性の改善が認められる。軟化層硬度の低下はＨＡＺ靱性を改善し、ＨＡＺマルテンサイト部分に発生した亀裂が母材へ進展することを抑制したためと推定される。軟化層硬度はスポット溶接条件一定のもとでは鋼材成分により制御でき、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを低減することにより低くできる。しかし、これらの成分を低減し、軟化層硬度を低くすると遅れ破壊による亀裂の進展は抑制できるが鋼材強度が低下化し、１４２０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないことから軟化層のビッカース硬度として本発明では２５０を下限とした。一方、軟化層のビッカース硬度が３５０以上では遅れ破壊でＨＡＺマルテンサイト部分に発生した亀裂を抑制する効果が無くなることから軟化層のビッカース硬度を３５０未満とした。
【００２７】
γ伸張度：
ＨＡＺ軟化層硬度をビッカース硬度で２５０以上、３５０未満に制御したとしても時間の経過と伴に鋼中へ水素が侵入するためにＨＡＺマルテンサイト部分に発生した亀裂は軟化層部分を進展し、母材まで達する。このとき、母材での旧γ粒界での破壊を抑制し、亀裂の進展を抑制するためにγ粒を伸張化させ亀裂の進展をγ粒界から粒内に移行させることが遅れ破壊特性改善手段として有効である。γ伸張度とスポット溶接部のＦＩＰ遅れ破壊破断時間との関係を調査した結果を解析した結果を図４に示す。この結果から、γ粒アスペクト比（鋼材長手方向の長さとこれに直交する厚さの比）が２．５以上で大幅な遅れ破壊破断時間の改善となることから本発明ではγ粒のアスペクト比を２．５以上とした。γ伸張度の上限は特に制限はされないが加工コストを考慮すると４程度が実用的な範囲である。
【００２８】
γ粒度：
熱間加工によるγ粒の伸張化加工を行った場合、加工から焼入までは一定の時間がかかるために、この間に部分的には再結晶によるγ粒の伸張度低下は避けられない。γ粒の再結晶は細粒ほど、また高温ほど進行しやすいことから本発明ではγ粒度とγ粒伸張度の関係を解析し、図５に示すようにある一定のγ粒度で最も伸張度が大きくなり、γ粒は細粒でも、粗粒でもγ伸張度が低下することを知見した。この結果、本発明では細粒によるγ粒成長抑制の観点から細粒限界のγ粒度番号を９未満とし、高温加熱によるγ粒の再結晶限界から粗粒γ粒度番号を７以上とした。
【００２９】
しかし、伸張γ組織は必ずしも鋼材中心部まで完全に形成する必要はなく、スポット溶接部先端の亀裂の進展を抑制できれば遅れ破壊特性改善効果は十分に得られる。図６にスポット溶接部の断面を模式的に示す。スポット溶接部の最大ＨＡＺ深さｈとした場合、１．５×ｈの深さ領域までのγ粒アスペクト比が２．５以上であれば亀裂がγ粒界を進展する粒界破壊を抑制でき、遅れ破壊特性を改善できることから本発明ではスポット溶接部のＨＡＺの深さの１．５倍までの領域のγ粒組織形態のみを限定するものである。
【００３０】
一方、図７のＴＥＭ写真に示すように粗粒γから焼入れた本発明の組織は比較例に比べマルテンサイトブロックの幅が広く、マルテンサイトラスも大きくなっている。この結果、γ粒界以外の水素集積サイトと考えられるマルテンサイトブロックおよびマルテンサイトラス境界が減少するためにＦＩＰ環境で鋼中へ侵入する水素量も減少する。図８に本発明の粗粒γと低温急速加熱による比較例の細粒γ組織でのＦＩＰ環境での鋼中拡散性水素侵入特性を示す。この結果から、明らかに粗粒γでは水素侵入速度、侵入水素量とも減少し、本発明のγ粒度範囲に制御することで水素侵入抑制効果が得られ、遅れ破壊特性の改善が達成されるものである。
【００３１】
次に成分の限定理由について述べる。
【００３２】
Ｃ：
Ｃは著しく焼入性を高める元素であり、焼入焼戻により強度調整が行われる。本発明のＰＣ鋼棒の目標強度である１４２０ＭＰａを得るために焼入強度を高める必要があり、Ｃ量が０．２％未満では目標の強度が得られないことから０．２％を下限とした。一方、０．４％を越えて添加するとスポット溶接性が低下し、ＨＡＺ軟化層のビッカース硬度が３５０以上となり、遅れ破壊特性が悪化することから０．４％を上限とした。
【００３３】
Ｓｉ：
Ｓｉは脱酸元素として添加されるがＰＣ鋼棒の特性に対してはリラクセーション特性を改善するとともに固溶強化による強度改善効果がある。Ｓｉ量が０．１％未満ではリラクセーション特性が悪化すると共に本発明の高強度を確保することが困難となることから０．１％を下限とした。一方、０．３％を越えて添加するとスポット溶接性部のＨＡＺ軟化層のビッカース硬度が３５０を以上と硬くなり、ＨＡＺ靱性を著しく低下させ、遅れ破壊特性を悪化させることから０．３％を上限とした。
【００３４】
Ｍｎ：
Ｍｎも脱酸、脱硫元素として添加され、必須の元素であり、ＰＣ鋼棒の焼入れ性を高める作用がある。しかし、Ｍｎ量が０．２％未満では焼入性改善効果が得られず、目標強度を確保できないために０．２％を下限とした。一方、０．５％を越えて添加するとスポット溶接性部のＨＡＺ軟化層のビッカース硬度が３５０以上となり、ＨＡＺ靱性を著しく低下させ、遅れ破壊特性を悪化させることから０．５％を上限とした。
【００３５】
特に本発明のスポット溶接部のＨＡＺ軟化層硬度を制御するためにはＳｉ＋Ｍｎの総量を限定することが重要である。焼入特性を確保し、１４２０ＭＰａ以上の高強度を得るためには０．４％以上が必要であり、０．７％を越えて添加するとＨＡＺ軟化層硬度がビッカース硬度で３５０以上となり、スポット溶接部の遅れ破壊特性を悪化させるために本発明ではＳｉ＋Ｍｎ量を０．４〜０．７％に限定した。
【００３６】
Ｔｉ：Ｔｉも脱酸成分であると共にＴｉの炭窒化物を形成しγ粒の粒成長および再結晶を抑制すると共にＮを固定する効果を有している。また、スポット溶接性を改善する効果もあるが、０．００５％未満ではこれらの効果が得られず一方、０．０５％を越えて添加しても効果が飽和することから０．００５〜０．０５％とした。
【００３７】
Ｍｏ：Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を高め、熱処理材の強度を高めるために有効な元素であるとともにリラクセーション特性の改善効果も有している。しかし、０．０５％未満ではその改善効果は少なく一方、１．０％を越える添加量では効果が飽和し、添加量に見合う効果が得られないことから０．０５〜１．０％とした。
【００３８】
Ａｌ：Ａｌは脱酸成分として添加されるが、ＡｌＮとして窒化物としても析出し、γ粒の粒成長を抑制する効果がある。０．０１％以下の添加量では上記脱酸効果が無く、０．１％を越えて添加すると介在物あるいは粗大析出物として析出し、清浄度を悪化させ、鋼材を脆化するとともにγ粒の粒成長抑制効果が得られないために０．０１〜０．１％とした。
【００３９】
Ｂ：Ｂはγ粒界に偏析することにより焼入性を著しく高める効果があると共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、伸張γ粒を得やすくする効果がある。しかし、添加量が０．０００５％未満では前記効果が得られず一方、０．００５％を越えて添加しても効果が飽和することから０．０００５〜０．００５％に制限した。
【００４０】
Ｐ，Ｓについては特に限定はしないがＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を改善する観点からそれぞれ０．０１５％以下、好ましくは０．０１％以下が好適な成分範囲である。なお、本発明のＰＣ鋼棒の成分は強度、溶接性を阻害しない限り、他の合金元素の添加を排除するものではないが、コスト増加につながる合金成分の添加は不必要である。
【００４１】
次に本発明のＰＣ鋼棒の製造方法の限定理由について説明する。
【００４２】
加熱温度：
加熱温度はγ粒の形態制御に大きく影響し、加熱温度が低い場合は細粒γが得られ易く、変態が促進され容易に粒界フェライトが生成し、強度低下となるとともに熱間加工時に容易に粒成長し、伸張γ粒から等軸γ粒となり易い。このために十分な遅れ破壊特性改善効果が得られないことから加熱温度の下限をＡｃ₃＋５０℃とした。一方、高温加熱した場合はγ粒は粗粒となるものの加工温度も高くなるために容易にγ粒が再結晶し、伸張γが得難いことからＡｃ₃＋２００℃を上限加熱温度とした。この加熱温度の制御により本発明のγ粒度番号の７〜９番のγ粒とするものである。
【００４３】
加工度：
加熱温度をＡｃ₃＋５０〜２００℃の加熱温度のγ粒度番号７〜９として加工によりγ粒のアスペクト比を２．５以上とするためには少なくとも２５％以上の減面率で加工する必要があることから加工減面率の下限を２５％とした。加工減面率の上限は特に限定はしないものの７５％程度が実用的な上限である。
【００４４】
加工後焼入までの時間：
加工時の動的再結晶は防ぐことができないが加工後の静的再結晶によるγ伸張度の低下を抑制するためにＭｆ点までの時間を極力短時間で行うことでγ粒の再結晶を抑制する。最終加工後０．５秒を過ぎるとγ粒の再結晶によりγ粒アスペクト比を２．５以上とすることができなくなるために最終の仕上げ圧延後０．５秒以内に臨界冷却速度以上で冷却し、マルテンサイト変態を終了させるものである。
【００４５】
焼戻し加熱速度：
焼戻し加熱速度は速いほど粒界炭化物を微細かつ均一に生成し、γ粒界への析出を抑制し、粒界の脆化を防止可能である。加熱速度が１００℃／秒未満では粒界炭化物を微細かつ均一に析出することができず、遅れ破壊特性が悪化するために焼戻し加熱速度を１００℃／秒以上に限定した。
【００４６】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
【００４７】
表１に示した本発明成分範囲鋼Ａ〜Ｆ、比較鋼Ｈ〜Ｎを供試鋼として本発明の組織を得るためにＡｃ₃点〜Ａｃ₃＋２５０℃の温度範囲に加熱した後、総減面率２０％〜７０％の加工度で熱間圧延を行ない、γ域から水冷により急冷してマルテンサイト単相組織とし、γ粒度、γ粒伸張度の異なる組織とし、引き続き３００〜６００℃の温度範囲に加熱して焼戻し、引張強さを１４５０ＭＰａ前後に調整した。加熱は焼入、焼戻しとも高周波誘導加熱で行い、圧延は３ロール圧延を行ったが本発明の組織形態が得られる方法であれば焼入加熱および加工手段は特に限定されるものではないことは明らかである。
【００４８】
比較例のＰＣ鋼棒は表２に示す減面率０％で、加工を全く行わずＱＴ処理のみで引張強さを１４５０ＭＰａ程度に調整したものである。
【００４９】
ＰＣ鋼棒の各種特性の評価は全て７．１ｍｍの線径で行った。
【００５０】
スポット溶接は３．２ｍｍのＳＷＲＭ８の鉄線をＰＣ鋼棒に直交させ、電流３０００Ａ、通電時間０．０４ｓ、加圧力４１０Ｎで行った。
【００５１】
遅れ破壊試験は濃度２０％の５０℃に加熱したＮＨ₄ＳＣＮ溶液に鉄線を取り除いた後のスポット溶接部がＦＩＰ溶液に浸漬するようにセットし、引張強さの７０％の定荷重を負荷して破断までの時間を求めた。
【００５２】
リラクセーション試験はコンクリート打設後の蒸気養生条件を想定し、１４２０ＭＰａの規格引張強さの７０％の荷重を負荷し、常温から２ｈで７５℃に昇温し、７５℃で５ｈ保持した後、炉冷を行い、２３ｈ後の荷重変化量を初期負荷荷重に対する減少％で示した。
【００５３】
γ粒度ＮＯ．およびγ粒伸張度はＬ断面のγ粒組織写真から長手方向とそれに直角な線分を引き、ＪＩＳＧ０５５２に示す切断法から粒度番号を求めるとともに、長手方向に引いた線分で切断した粒数から平均長さと厚さ方向の線分で切断した平均厚さとの比からアスペクト比を求めた。
【００５４】
ＨＡＺ軟化層硬度はＨＡＺと母材境界層部分をミクロビッカース硬度計で荷重３００ｇの条件で１５秒保持して測定した。ＨＡＺ境界部分を数点硬度測定して最も低い値をＨＡＺ軟化層硬度とした。
【００５５】
評価結果を表２に示す。
【００５６】
【表１】

【００５７】
【表２】

【００５８】
Ｎｏ．１〜９のＰＣ鋼棒は本発明の成分範囲の供試鋼Ａ〜Ｆを用いてγ粒度番号を７〜９の範囲に調整し、減面率２５％以上の加工を行いγ粒のアスペクト比を２．５以上としたものである。また、スポット溶接部のＨＡＺ軟化層硬度はビッカース硬度で３５０未満であり、引張強さも１４２０ＭＰａ以上に調整した。このＰＣ鋼棒のスポット溶接部の遅れ破壊破断時間はほぼ全てが４０時間以上であり、比較例１０の鋼種Ａで加工を行わないＱＴ材でγ粒が細粒でアスペクト比がほぼ１のものに比べ著しい破断時間の改善が認められる。また、Ｎｉを０．７％添加した鋼種Ｎを用い、加工を行わないＮｏ．２１のＱＴ材に比べても同等以上の遅れ破壊破断時間を示した。さらに、本発明のＰＣ鋼棒の蒸気養生条件でのリラクセーション値は比較例１０および２１のＱＴ材と同等以上の特性を有している。
【００５９】
これに対してＮｏ．１１〜１２は本発明の範囲のＡ鋼で、ＨＡＺ軟化層硬度は３５０以下であるがＮｏ．１１は加熱温度が低いためにγ粒が成長せず微細となり、粒成長し易い。一方、Ｎｏ．１２は逆に加熱温度が高く、粗粒γとなっているものの加工温度も高温であるために加工後に容易に粒成長した。このように加工条件が不適切なＮｏ．１１および１２はγ粒度番号が本発明の範囲外となり、γ粒アスペクト比が小さいためにスポット溶接部の遅れ破壊特性の改善が認められない例である。Ｎｏ．１３は加工減面率が小さいためにγ粒のアスペクト比が小さく、この場合もスポット溶接部の遅れ破壊特性の改善は認められない。
【００６０】
Ｎｏ．１４はＣが本発明の範囲の下限を切る成分のＧ鋼であり、加工条件を制御しても目標強度である１４２０ＭＰａまでには到達せす、強度の低下により大幅にリラクセーション値が悪化し、遅れ破壊特性の改善も認められなかった例である。Ｎｏ．１５は逆にＣ量が本発明の上限を越えたＨ鋼であり、スポット溶接部ＨＡＺ軟化層硬度がビッカース硬度で３５０以上となり、γ粒は伸長化しているもののスポット溶接部の遅れ破壊試験の結果は著しく短時間で破断した例である。
【００６１】
Ｎｏ．１６はＳｉが本発明の下限未満のＩ鋼であり、硬度が１４２０ＭＰａに達していないとともに、Ｓｉ量が少ないためにリラクセーション値が悪化した例である。Ｎｏ．１７は逆にＳｉ量が本発明の上限を越えたＪ鋼であり、スポット溶接部ＨＡＺ軟化層硬度がビッカース硬度で３５０以上となり、遅れ破壊破断時間が著しく短時間となった例である。
【００６２】
Ｎｏ．１８はＭｎが本発明の下限未満のＫ鋼で、引張強さは１４２０ＭＰａ以上に調整できたものの、Ｍｎ低減に伴い変態温度が高温にシフトするために焼入温度を高温としたことにより高温での圧延時に再結晶によりγ粒が細粒となり、十分な伸張γ粒が得られなかった。この結果、スポット溶接部の遅れ破壊破断時間が短くなった例である。Ｎｏ．１９は逆にＭｎ量が本発明の上限を越えたＬ鋼で、低温加熱により細粒γとなり、本発明のγ伸張度が得られていないばかりかＨＡＺ軟化層硬度も３５０を越えているために遅れ破壊破断時間が著しく短い例である。Ｎｏ．２０はＣ，Ｓｉ、Ｍｎ単独成分では本発明の範囲内であるが、Ｓｉ＋Ｍｎが本発明の下限未満のＭ鋼で、引張強さが１４２０ＭＰａに到達せず、γ伸張度も小さいために遅れ破壊破断時間の改善が認められない例である。
【００６３】
【発明の効果】
以上述べたように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ量を適正範囲に制御することによりＨＡＺ軟化層硬度をビッカース硬度で２５０以上、３５０未満とし、さらにγ粒度を７〜９番に制御することによりγ粒アスペクト比を２．５以上の伸張粒とした本発明のＰＣ鋼棒のスポット溶接部の遅れ破壊特性は、１４２０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度でありながら従来の熱処理材に比べ著しく改善されると伴に合金元素を添加した成分鋼種と同等以上の性能を有する。このように本発明のスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼棒は高価な合金添加や、複雑な処理を行うことなく、低コストで高性能なＰＣ鋼棒を提供できることからコンクリート構造物の補強筋として使用することにより補強筋の遅れ破壊に伴うコンクリート構造物の破壊を防止することが可能となるため、産業上の効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中水素の水素放出特性の例
【図２】スポット溶接ＨＡＺ〜母材の硬度分布の例
【図３】ＨＡＺ軟化層硬度とスポット溶接部のＦＩＰ遅れ破壊破断時間の関係
【図４】γ粒アスペクト比とスポット溶接部のＦＩＰ遅れ破壊破断時間の関係
【図５】γ粒度番号とγ伸張度の関係
【図６】スポット溶接部のＨＡＺ深さと伸張γ粒領域の模式図
【図７】本発明と比較例のＴＥＭ写真
【図８】ＦＩＰ試験環境での鋼中への侵入水素特性の図

Claims

質量％で、
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．２〜０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
かつＳｉ＋Ｍｎ：０．４〜０．７％
を基本成分とし、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面のスポット溶接熱影響部最大深さをｈとした時、表面から１．５×ｈまでの深さ領域の溶接熱影響部以外の旧オーステナイト粒度番号が７以上９未満で、かつ旧オーステナイト粒の鋼材長手方向長さとそれに直交する厚さの比率（アスペクト比）が２．５以上の伸張粒からなり、溶接熱影響部のマルテンサイト組織部分と母材との境界部の軟化層の最低硬度値がビッカース硬度で２５０以上３５０未満で、引張強さ１４２０ＭＰａ以上であることを特徴とする焼入焼戻し処理されたスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒。
請求項１の基本成分に加えて質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
の１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請求項１記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒。
請求項１または２に記載のＰＣ鋼棒の焼入焼戻し処理においてＡｃ₃変態温度＋５０〜２００℃の範囲に加熱後、未再結晶温度域で減面率２５％以上７５％以下の熱間加工を行い、最終加工後０．５秒以内に臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｆ点以下の温度まで冷却し、引き続き加熱速度１００℃／秒以上の加熱速度でＡｒ₁変態温度未満の温度に焼戻し、引張強さを１４２０ＭＰａ以上に調質することを特徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。