JPH0328351A - 高延性ｐｃ鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 く産業上の利用分野〉 この発明は、リラクセーション特性に優れると共に破壊
時の吸収ネルギーが高い高延性ＰＣ鋼材に関するもので
ある。

く従来技術とその課題〉 従来、例えばＪＩＳＧ３１０９のＳＢＰＤ　１３０／１
４５やＳＢＰＲ　１１０／１３５級のＰＣ鋼棒は、まず
通常の熱間圧延材に脱スケールと潤滑皮膜処理を施して
から冷間引抜きし、必要に応じて異形加工を行った後ブ
ルーイング処理を施して製造されるか、或いは冷間引抜
きと異形加工を行ったものに焼入れ・焼戻し処理が施さ
れて製品化されている。

ところで、これらＰＣ鋼棒ではプレストレストコンクリ
ート（ＰＳコンクリート）に内在させる圧縮力の維持が
重要な役割となっていることは言うまでもないが、その
ためＪＩＳ規格では「ＰＣ′ｗ４棒のリラクセーション
値は室温にて５％以下（冷間引抜材）又は１．５％以下
（焼入れ・焼戻し材）であることを要する」旨が定めら
れている。

しかし、近年、ＰＳコンクリートの製造にコンクリート
のオートクレープ養生を適用する例が増加しているが、
それに伴い１オートクレープ養生時における鋼捧のリラ
クセーション”に起因した圧縮応力のりラクセーション
損失が問題となり、単にＰＳコンクリート使用中のりラ
クセーションだけでなく、コンクリート養生時のような
温間におけるＰＣ鋼棒のリラクセーションを減少させる
手段が切望されるようになった。

一方、ＰＳコンクリート構造物（例えばＰＣパイル等）
には従来から「衝撃的な荷重負荷に弱い」点が指摘され
ており、特に近年になって地震時の破壊強度をより向上
させる技術の確立が必要であることが叫ばれるようにな
ったが、これを受けた最近の研究により、ｒｐｓコンク
リート構造物中に使用されているＰＣ鋼材の靭性値を高
めることにより該ＰＣコンクリート構造物の破壊ネルギ
ーを高くできる」との事実が明らかになっている。

このようなことから、特公昭６０−１９３１号並びに特
公昭６０−４３８９２号に係る提案では、衝撃引張り破
壊に対する抵抗性の指標として鋼棒の変形開始から破壊
までの全エネルギーを鋼棒の変形部分の体積で除した“
単位体積当り破壊エネルギー”と言う概念がＰＣ鋼棒に
対して初めて導入され、これを指標として、リラクセー
ション値を飛躍的に向上させつつも“単位体積当り破壊
エネルギー”を従来綱なみに維持せしめたＰＣ鋼棒の製
造手段が明らかにされている。また、特開昭６２−２１
５７１７号公報にも、「単に鋼棒の破断伸びが大きいだ
けではＰＣパイルの強度向上の目的は達し得す、パイル
の曲げ靭性を更に改善するためには“一様伸び”が一層
大きいＰＣ鋼棒の使用が必要である」との示唆がなされ
ている。

しかしながら、前記特公昭６０−１９３１号或いは特公
昭６０−４３８９２号に係る提案は、延靭性を損なうこ
となく　（従来材と同等の延靭性を維持させつつ）リラ
クセーションを顕著に向上させるＰＣ鋼棒の製造方法に
関するものであって、ＰＳコンクリート構造物の破壊に
対抗すぺ＜ＰＣ鋼棒の延靭性（一様伸び）をより一層向
上させる手段については何も触れられるところがなかっ
た。

また、前記特開昭６２−２１５７１７号公報の記載は、
使用するＰＣｉ材の一様伸びを大きくすることによって
ＰＣパイルの靭性向上がもたらされることを単に示唆す
るだけであって、ＰＣ鋼棒の一様伸びを改善するための
具体的な技術手段については何ら言及されていない。

このように、ＰＳコンクリートに適用されるＰＣ鋼材は
、新しい技術によってリラクセーション特性が大幅に改
善されてはきたものの、耐破壊性、即ち延性及び靭性に
関する特性たる“一様伸び値”の大きな改善が未だ叶わ
ないのが現状であった。

これは、「鋼の強度を高くするとその延靭性が否応なし
に低下してしまう」と言う宿命的とも言える技術的課題
に由来するものであり、従ってリラクセーションが少な
くて高強度であると同時に優れた延靭性をも示すＰＣ＠
材を具体的に実現するためには、この宿命的課題を打破
した革新的な技術の出現を待つしかなかった。

上述の如く、現状では「ＰＣパイルの靭性向上にはＰＣ
ｆｌＲ棒の一様伸びを大きくすることが効果的である」
とのアイディアはあっても、それを工業的に実現するた
めの具体的な手段については未だ確立の域に達してはい
なかった。即ち、これまでになされたＰＣ鋼棒に係る具
体的な技術的提案は何れも高強度・低リラクセーション
値の確保に関するものであって、同時に飛躍的に高い延
靭性をも兼ね備えしめた材料を工業的規模で生産するこ
とに威功したとの報告はなく、特に“一様伸び”が従来
材の域を超えて大幅に改善されたＰＣ鋼材は出現してい
ない。

このようなことから、本発明の目的は、高強度・低リラ
クセーション特性を備えることは勿論、従来材よりも格
段に優れた延性、特に高い一様伸び特性をも兼備した新
しいＰＣ鋼材を提供すると共に、それの工業的に安定し
た製造手段を確立することに置かれた。

〈課題を解決するための手段〉 そして、本発明者等は前記目的を達威すべく数多くの実
験を繰り返しながら研究を重ねたが、これ等の研究を通
じ、「ＰＣ鋼材の強度・リラクセーション特性並びに一
様伸び特性には該鋼捧組織の微細化度が大きな影響を及
ぼしており、これらの特性が共に従来材より顕著に優れ
るＰＣ鋼材を実現するには鋼材組織を従来見られなかっ
た程に超微細組織とすることが重要である」との認識を
強く抱くこととなった。

そこで、本発明者等は、「組織の飛躍的な微細化こそが
従来技術で得られるＰＣｌ４材特性の限界打破につなが
る道である」との確信の下に、ＰＣ鋼材における更なる
組織微細化手段の確立とそれによる鋼材特性の動向を解
明すべく更に研究を続けたところ、「鋼材をオーステナ
イト状態から焼入れすると、オーステナイト粒内で成る
一定方向に戒長したマルテンサイト葉の集団（パケット
）が幾つか生或するが、焼入れ鋼材ではこのパケットが
組織の単位として作用することとなり、従ってＰＣ鋼材
の性質を決定するのに該パケットの大きさが極めて大き
な役割を持っていること」が明らかとなった。

ところで、このような“パケット”は１つのオーステナ
イト結晶粒の範囲内で生成するものであることから、マ
ルテンサイト変態後に形威される該パケットは元のオー
ステナイト粒の大きさに左右され、その大きさに伴って
変化する。従って、マルテンサイトのパケット径を小さ
くするためには、マルテンサイトに変態する前のオース
テナイト粒径（元のオーステナイト粒径）を徽細化して
おくことが欠かせない。しかしながら、従来、フェライ
ト粒についてはかなりの微細化を達或する記述が提案さ
れてはいたものの、オーステナイト粒の微細化は難しく
、例えば５坤以下のオーステナイト粒組織を工業的に実
現することは夢とされていた。そのため、このような細
粒オーステナイト組織を前組織にしないと実現が困難と
思われる微細マルテンサイトパケット鋼材の特性動向を
知ることはおろか、該鋼材の実現すら危ぶまれていた。

ところが、本発明者等の研究の結果、加熱した炭素鋼又
は合金鋼を特に９００〜４００℃の温度域で加工した後
、これを間を置かずに直ちに臨界冷却速度以上の冷却速
度で急冷した場合には、成形の自由度がある程度制限さ
れると共に多少安定性に欠けはするものの、平均粒径が
５ｎ以下の微細マルテンサイトパケット鋼材の実現が可
能であるとの知見が得られたのである．しかも、マルテ
ンサイトを主体とした鯛材におけるマルテンサイトパケ
ットの平均径が５悶以下になると、鋼材の諸特性（延性
，強度，靭性等）が従来の知見からは予想されなかった
程に大幅な向上を見せ、ＰＣ鋼材の場合には室温リラク
セーション値（ＪＩＳ　Ｇ３１０９準拠）：１．５％以
下，温間リラクセーション試験値（日本建築センタ基礎
評定委員会高温レラクセーション小委員会標準試験条件
に準拠）：１０％以下，引張強さ：　９　５ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上，一様伸び：３．０％以上が確保されるように
なることもｉ認された。

しかしながら、上記手段では比較的低温での加工が導入
されるので加工度に多少制限を受ける上、や＼製造安定
性に欠けるとの事実に着目した本発明者等は、「従来一
般的に採用されていた鋼材組織微細化手段の如く、既に
存在しているオーステナイト粒を熱間加工によって幾ら
加工したとしても、新たなオーステナイト粒が熱間加工
での再結晶によって生威される限りは高温相であるオー
ステナイトの微細化には限度があり、従ってこのオース
テナイト粒から発生する変態生ｒｆｃ組織も該オーステ
ナイト粒径に拘束されるため、微細化に自ずと限界があ
るのを如何ともし難い」との観点を捨てることなく、加
工度に制限を受けず、しかも十分に安定な鋼材組織微細
化手段を求めて更に研究を続けたところ、以下に示すよ
うな新たな事実をも確認するに至った。即ち、 （ａ）　　＠を熱間加工する場合、加工の前段階で既知
の熱間加工における如き熱履歴或いは加工履歴を経させ
、しかる後、一旦鋼組織の少なくとも一部が低温和組織
を呈するように温度管理等を行ってから、加工の最終段
階として塑性加工を加えながら温度を上げて変態点を超
えさせ、前記低温相組織をオーステナイト組織に逆変態
させると、従来の制御圧延等では到底得られないような
超微細オーステナイト組織が実現できる。

（ｂ）　　また、逆変態によって生じる上記超微細オー
ステナイト組織は、上述のように、熱間加工が最終段階
に至る前の加工途中において一旦逆変態のための前組織
（低温相組織）が得られるような温度条件下に鋼材を置
き、続く加工の最終段階でこの低温和組織に塑性加工を
加えながら温度を上げて変態点を超えさせると言う処理
を施ゼば実現されるが、加工の最初の段階から逆変態に
よってオステナイト組織とするための前組！１（低温和
組織）を準備しておき、まずこれに冷間温度域や温間温
度域での加工を加えた後、加工の最終段階で「塑性加工
を加えながら温度を上げて変態点を超えさせる」と言う
処理を施すことによっても実現される。

（Ｃ）　　上述のように、低温和組織に塑性加工を加え
ながら温度を上げて変態点を超えさせてオーステナイト
組織へ逆変態させる場合、該逆変態を十分に完了させる
ためには、塑性加工を加えながら実施する温度上昇過程
が終った後、完全な平衡状態におけるＡ，変態点、即ち
Ａｅ，点の温度以上に一定時間保持する手段の採用も有
利である。

（ｄ）　　このようにして得られた超微細粒オーステナ
イト組織を冷却して得られるマルテンサイト組織鋼材は
、元のオーステナイト粒が超微細化されているが故に極
めて徽細なパケットのマルテンサイト＆ｌ１織とするこ
とが可能であり、また既に述べたことではあるが、この
ように処理して得られる１マルテンサイトを主体とした
鋼材”において、マルテンサイトのパケットの平均径が
５ｎ以下になると鋼材の諸特性（延性，強度，靭性等）
が従来の知見からは予想されなかった程に大幅な向上を
見せる． （ｅ）　　ところで、一ｇに、マルテンサイト、特にそ
れを焼戻したり時効処理したりしたマルテンサイトでは
、マルテンサイトのパケットの大きさを測定するよりも
組織の状況（焼戻し後に界面活性剤を添加した腐食液で
旧オーステナイト粒界を優先的に腐食現出させた組織，
或いは初析フェライトの列や列状初析セメンタイトのネ
ットワーク）により旧オーステナイト粒（マルテンサイ
ト生成の前組織であるオーステナイト粒）の大きさを測
定する方が容易なことが多く、しかも前述したように該
旧オーステナイ十粒径とマルテンサイトのパケットの平
均径とは表裏一体の関係にあって、マルテンサイトを主
体とした組織の鋼材の諸特性の著しい向上は旧オーステ
ナイト粒径：５坤を境としてそれ以下になった場合に始
めて認められるので、該鋼材におけるマルテンサイトの
パケット平均径と旧オーステナイト粒径とは同様指標と
考えて差し支えないこと。

この発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり
、 「従来存在しなかったところの、マルテンサイトのパケ
ットもしくは旧オーステナイト粒の平均粒径が５Ｒ以下
であるマルテンサイト組織を主体とした組織を有し、室
温リラクセーション値（ＪＩＳＧ３１０９準拠’）：１
．５％以下，温間リラクセーション試験値（日本建築セ
ンタ基礎評定委員会高温レラクセーシッン小委員会標準
試験条件に準拠）：１０％以下，引張強さ：　９　５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上，一様伸び：３．０％以上を示すとこ
ろの、Ｃ含有量：０．６％以下（以降、威分割合を表わ
す％は重量％とする）の高延性ＰＣ鋼材を実現した点」 に大きな特徴を有し、更には 「加熱したＣ含有量が０．６重量％以下の炭素鋼又は合
金鋼に９００〜４００℃の温度域で加工を施すと共に、
加工終了の後臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却してマ
ルテンサイトのパケットもしくは旧オーステナイト粒の
平均粒径が５Ｑ以下であるマルテンサイトを主体とした
組織とするか、或いはＣ含有量が０．６重量％以下の炭
素鋼又は合金鋼に対し、少なくとも一部がフェライトか
ら成る組織状態で加工を開始すると共に、加工を続けな
がら該鋼をＡｃ３点以上の温度域まで昇温しでフェライ
トから成る組織の一部又は全部を一旦オーステナイトに
変態させる加工過程を少なくとも一回以上経させた後、
これを直ちに臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却してマ
ルテンサイトのパケットもしくは旧オーステナイト粒の
平均粒径が５ｎ以下であるマルテンサイトを主体とした
組織とし、その後Ａｃ．点以下の温度域でそのまま、又
は累積塑性歪：３〜９０％の塑性加工を加えつつＡｃ＋
点以下の温度域で焼戻す工程を含む処理により、前記特
性を有する高延性ＰＣ鋼材を工業的規模で製造し得るよ
うにした点」 をも特徴とするものである。

なお、ここで言う　“マルテンサイトのパケット”とは
、前述した如く「細長いペイナイト結晶の長手方向がほ
ぼ平行に並んでいる領域」と定義されるものであり、“
パケット平均径”とは前記領域を粒とみなしたときの平
均粒直径を指している。

また、１旧オーステナイト粒の平均径”が“マルテンサ
イトが変態生或する前のオーステナイ１・組織における
平均オーステナイト粒径”を意味することは既に説明し
た通りである． そして、該旧オーステナイト粒界をマルテンサイトが主
体となった組織の鋼材から確認するには、亜共析鋼では
マルテンサイト変態に先立って起きる“オーステナイト
粒界でのフェライト変態１によって生戒した初析フェラ
イトの列を観察する方法や、マルテンサイト鋼材を焼戻
して界面活性剤を添加した腐食液で旧オーステナイト粒
界を優先腐食して現出させる方法を、また過共析鋼では
上記の粒界腐食法もしくはマルテンサイト変態に先立っ
て起きる“オーステナイト粒界でのセメンタイト析出”
によって生成した列状初析セメンタイトのネットワーク
を観察する方法等がそれぞれ採用できる。

「マルテンサイトを主体とした組織」とは、組織中にマ
ルテンサイト　（ここでは変態生威したままのマルテン
サイト．焼戻しマルテンサイト，時効処理マルテンサイ
トを含めて称する）が５０％以上含まれているものを言
い、鋼材組織中においてマルテンサイトの占める比率が
５０％に達するとその鋼材の特性は殆んどマルテンサイ
トの特性に支配されるようになる． ところで、本発明に係る鋼材の成分組成は、Ｃ含有量が
０．６％以下でかつマルテンサイトを主体とする組織の
得られるものであれば格別に制限されるものではなく、
炭素鋼はもとより、低合金鋼，フェライト系ステンレス
鋼，析出硬化型ステンレス鋼或いは耐熱鋼等、マルテン
サイト組織の状態で使用するものの何れであっても良い
。また、Ｂ，　Ｖ，　Ｎｂｔ　Ｔｉ，　Ｚｒ，　Ｗ，　
Ｃｏ，　Ｔａ等の合金元素の１種以上を適量含有させた
ものであっても良《、更にはＬａ，　Ｃｅ等の希土類元
素やＣａ，　　Ｓ，　ＰｂＩ　Ｔｅ＋Ｂｉ及びＳｅ等の
快削元素を添加した戒分組或も対象となる。

ここで、ＰＣ鋼材のＣ含有量を０．６％以下に限定した
のは、Ｃ含有量が０．６％を超えた場合には鋼棒の延靭
性が低下して所望特性の確保が困難となるばかりでなく
、溶接を施す場合に溶接部とその周辺部の特性劣化が著
しくなるためであり、事情によってはＣ量を更に減少さ
せる必要がある。

続いて、本発明のＰＣ鋼材においてマルテンサイトのパ
ケットの平均径或いはマルテンサイトを生戒する前の旧
オーステナイト粒の平均径を５一以下とした理由、並び
に本発明ＰＣｐ材の製造手段を前記の如くに限定した理
由を詳述する。

く作用〉 ＰＣｆｉ材の機械的性質、特に伸びと絞り値はマルテン
サイトのパケット径もしくは旧オーステナイト粒径の微
細化と共に向上するが、上記値が何れも５ｉｕａ以下に
なると予想以上の大幅な向上効果が認められるようにな
り、Ｃ含有量：０．６％以下の炭素鋼又は合金鋼を材質
として室温リラクセーション値＝１．５％以下，温間リ
ラクセーション試験値；１０％以下，引張強さ：９５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上，一様伸び＝３．０％以上と言う優れ
た強度と延靭性の確保が可能となる．特に、パケット径
が２，ｗ以下になるとその向上効果は極めて顕著となる
。このため、鋼材組織の５０％以上を占めて本発明鋼材
の性質を支配するマルテンサイトのパケット、もしくは
先に述べたようにこれと表裏一体にある旧オーステナイ
ト粒の平均径を５μｍ以下と限定したが、できれば２ｍ
以下であることが望ましい。

さて、比較的低温での加工を適用して本発明に係るＰＣ
ｗ４材を製造するに当って、その加工温度域を９００〜
４００℃と限定したのは、この温度域での加工によって
初めてオーステナイト組織を所望の値にまで微細化でき
るからであり、加工温度が９００℃を超える場合にはオ
ーステナイト結晶粒の戒長が大きいために目的とする微
細組織が得られず、また４００℃未満の温度域で加工を
施すとオーステナイト組織が粗大なままでマルテンサイ
ト化してしまうためである。そして、加工終了後は直ち
に（０．５秒以内が好ましい）臨界冷却速度以上の冷却
速度で冷却して所望の微細マルテンサイト組織とし、目
的とする特性の確保が図られる。

一方、逆変態を適用した本発明に係るＰＣ鋼材の製造手
段では、素材鋼を少なくとも一部がフェライト　（ここ
で言うフェライトとは、フェライト組織，パーライト組
織，ペイナイト組織，マルテンサイト組織などのフェラ
イト相から成る組織を指す）から成る組織状態としてお
き、これに塑性加工を加えつつ変態点（Ａｃ，点）以上
の温度域に昇温して（昇温後、必要によりＡｅ．点以上
の温度域に一定時間保持して変態を促して良いことは言
うまでもない）上記フェライト相から成る組織の一部又
は全部を一旦オーステナイトに逆変態させて超微細オー
ステナイト粒を出現させる工程を少なくとも１回実施し
た後、直ちに臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する形
態が採られるが、上記逆変態時仁加えられる塑性加工方
法としては、既知の各種圧延機，穿孔機，条鋼・線材等
のための孔型圧延機の他、周知のハンマー，スエージャ
ー，ストレッチ・レデューサー，ストレッチャー，ねじ
り加工機，押出し機，引抜機等を使用することで所要の
温度域にて所要加工度の加工が行える方法であれば何れ
をも採用することができ、格別に制限されるものではな
い． なお、該塑性加工の歪量は次の三つの作用を生起させる
点で重要である。一つは、フェライトを加工することに
より加工硬化したフェライトから非常に微細なオーステ
ナイトの結晶粒が加工により誘起されて生威する作用で
あり、二つ目は、フェライトがオーステナイトに逆変態
する変態点にまで被加工材の温度を上昇させるための加
工発熱を発生する作用であり、三つ目は、生威した微細
なオーステナイトの結晶を加工硬化させ、その後の変態
に際して更に微細な変態組織の粒を加工誘起変態生威さ
せる作用である。このような観点から、該塑性加工の歪
量は２０％以上、好ましくは５０％以上とするのが良い
。

被加工鋼材の昇温温度は、フェライトをオーステナイト
に逆変態させるだけであればＡｃ，点以上にまで上昇し
さえすればよいが、「フェライトを加工することにより
加工硬化したフェライトから非常に微細なオーステナイ
トの結晶粒を加工誘起生威させる」と言う特徴的な作用
・効果を十分に発揮させるためにはＡｃ．点以上への昇
温が必要である。

フェライトからオーステナイト相へ逆変態させる際に塑
性加工を加えながら昇温するのは、先にも説明したよう
に“フェライト域での加工によるフェライト粒微細化“
，“加工硬化フェライト粒からの徽細オーステナイト粒
の加工誘起生或”並びに“オーステナイト粒の加工によ
る微細化”、更には“加工硬化オーステナイト粒からの
微細マルテンサイトの歪誘起変態促進”を図るためであ
る。

そして、こうした加工工程は１回だけでも良いし、複数
回繰り返しても良い。また、通常の熱間圧延，温間圧延
，冷間圧延等の加エライン中で１回もしくは複数回実施
することも可能であり、これらの組み合わせを一次加工
だけでなく二次加工，三次加工の段階で行うこともでき
る。

ところで、上述の如くに得られた超微細マルテンサイト
組織鋼捧の焼戻しに際して、焼戻し温度をＡｃ．点以下
としたのは、Ａｃ．点を超える温度域に加熱すると得ら
れた微細なマルテンサイト組織がオーステナイトに戻っ
てしまうからである。

また、焼戻しに際して、Ａｃ．点以下の温度域で必要に
より累積塑性歪量：３〜９０％の塑性加工（矯正加工を
も含む）を加える理由は、「マルテンサイトを温間で加
工すると転位の増殖が著しく生じると共にこれらが固溶
Ｃによって動的に時効を受けて固着され、リラクセーシ
ョンが著しく低減するばかりでなく、同時に不要な転位
が上昇運動して消滅し、これによって全転位密度の不要
な増大とりラクセーション特性を劣化させる可動転位の
増加とを抑制することができて、マルテンサイトの延靭
性とりラクセーション特性とを共に顕箸に向上させるに
極めて有効である」との事実が本発明者等の研究結果よ
り判明したからである。なお、このときの加工温度は１
００℃以上、好ましくは３００℃以上とするのが望まし
い。

ところで、焼戻し時に施す累積塑性歪量を３〜９０％に
陽定したのは、該累積塑性歪量が３％未満では加工の効
果がなくてリラクセーション低下が実現せず、一方、累
積塑性歪量が９０％を超えると加工硬化のためにそれ以
上の加工が困難となるためである。ただ、累積塑性歪量
が５０％を超える加工を加えると綱棒や鋼線の衝撃引張
における破壊エネルギーが低下する傾向にあることから
、好ましくは該歪量は３〜５０％とするのが良い。

勿論、本発明法においては、例えば焼戻しの前に冷間伸
線や冷間異形加工の工程を付加しても何ら差し支えがな
く、先の『工程を含んで成るＪと言う表現はこの点を意
味するものである。

次いで、本発明を実施例に基づいてより具体的に説明す
る。

く実施例〉 まず、第Ｉ表に示す或分組成の綱を準備し、これを用い
て以下の如くにＪＩＳ　Ｓ　Ｂ　Ｐ　Ｄ１３０／１４５
に規定されるＰＣ鋼棒の製造を試みた。

式験拠一土 第１表に示した成分組或の鋼Ａ及びＢを用い、第２表の
■〜■で示す如き“仕上圧延入口温度＝９５０〜８５０
℃“の条件で７．５Ｂφに線材圧延し、圧延終了の後水
冷によってマルテンサイト鋼線材を製造した。

この際、水冷は通常の仕上圧延機の出口に複数の水冷管
を特設し、圧延終了後１／１００秒〜２．０秒までの種
々の時間を経過させてから前記水冷管により急速冷却焼
入れする方法が採用された。なお、圧延終了から焼入れ
までの時間は、仕上圧延機の最終ロールスタンドから水
冷管までの距離と圧延速度とから計算で求めたものであ
る。

続いて、上記圧延直接焼入れ線材に第３表のト及びイで
示す条件の処理を施してＰＣ鋼棒を作戒した。

ここで、加工条件とはＰＣ鋼棒作或の際に一般第 １ 表 第 ２ 表 （注） 本印は、本発明条件から外れていることを示す．的に採
用されている条件であり、通常の熱間圧延線材（１０５
０℃加熱→１０５０〜９５０℃域圧延一放冷）を二次加
工ラインで高周波加熱にて９００℃に加熱しオーステナ
イト化した後連続焼入れを行い、次いで高周波加熱で４
５０℃に焼戻したものである。

また、加工条件イは、直接焼入れ線材にマルテンサイト
のままでローラダイスにて８％伸線加工を加えた後、高
周波加熱で４５０℃に昇温し、その温度でスピンナー型
矯正機で繰り返し曲げ矯正加工を加えたものである。

このようにして得られたＰＣ鋼棒について組織観察を行
うと共に各種特性を調査したが、その結果を製造条件と
共に第４表にまとめて示した．なお、衝撃引張試験は、
クローズドルーブ電気サーボ油圧試験機を用い、試験鋼
棒片の両端を冷間転造でネジ加工して成る試験片により
実施した。

このときのチャック間距離は４００ｆｉで、１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２の応力をかけて約１０秒停止後、引張速度３
　０　ｍ／ｓｅｃで高速引張を行い応カー歪曲線を得た
．そして、破壊エネルギーは上記応カー歪曲線から破壊
までの全エネルギーを求め、試験片の変形部分（チャッ
ク間の４０ｏｎ長さ部分）の体積で割った単位体積当り
のエネルギーで評価した．前記第４表に示される結果か
らは次のことが分かる。

即ち、従来材である試験番号１及び２の鋼棒に比べ、試
験番号３〜８に係るものは非常に微細化した組織が得ら
れている． ただ、試験番号３〜８の中にあって試験番号３及び４に
係るものは組織の微細化が十分でないが、これは圧延終
了から焼入れまでの時間が長いためにオーステナイト粒
が焼入れまでの間に戒長して大きくなったためと考えら
れる． これに対して、試験番号４〜８では圧延終了から焼入れ
までの時間が非常に短いためにオーステナイト粒の戒長
が十分に抑制され、５一以下のオーステナイト粒径，更
には５一以下のマルテンサイトパケット径が実現されて
いる。このため、該鋼棒は　８％以下のりラクセーショ
ン値と共に　３％以上の一様伸び並びに４．５ｋｇｆ−
ｗ／ｔｍｍ’以上の衝撃引張破壊エネルギーを示し、試
験番号ｌ及び２の鋼棒に比べて格段に優れた従来にない
特性を有していることが確認できる． 麩慧班一工 試験例ｉとは別に、新たに第１表の鋼Ａを用いて第２表
の■並びに■〜０で示す如き“仕上圧延入口温度：８５
０〜４５０℃”の条件で７．５ＩＩｌφに線材圧延し、
圧延終了後０．１秒で水焼入れしてマルテンサイト鋼線
材を製造した． 続いて、上記各焼入れ線材を第３表の処理条件イで処理
してＰＣ鋼棒とした． また、比較として、やはり試験例ｉとは別に、第２表の
条件■（９５０℃仕上圧延，１．０秒後焼入れ）に従っ
て製造された７．５＋ｎφ焼入れ線材に同じく第３表の
条件イの処理を施すことでもＰＣ鋼棒を作製した． このようにして得られたＰＣ鋼捧について組織観察を行
うと共に各種特性を調査したが、その結果を製造条件と
共に第５表にまとめて示した．第５表に示される結果か
らも、線材圧延の仕上圧延温度が本発明で規定する９０
０〜４００℃の範囲内の場合にはＰＣ鋼棒に本発明が目
標とする極めて微細な組織が得られ、所望の優れた特性
が実現できるのに対して、線材圧延の仕上圧延温度が９
００℃を上回る場合には所望特性を確保出来ないことが
分かる。

なお、上記第５表に示される結果は「圧延温度が５５０
℃よりも低くなると一様伸びと衝撃引張破壊エネルギが
低下傾向を見せる」ことを窺わせており、これからすれ
ば仕上圧延温度は５５０℃以上とするのが好ましいとも
言える。

跋慧斑一ｌ 第１表の鋼Ａを用い、第６表の圧延条件＠及び０を通用
して製造した微細マルテンサイト組織の線材に、第３表
の条件チに従った焼戻し処理を施してＰＣ＠棒を製造し
た。

ここで、第６表の圧延条件＠は、次の通り圧延途上でα
一γへの逆変態を生じさせる圧延を行った後に焼入れす
るものである。即ち、実際には、３５ｗφの棒鋼を９５
０℃に加熱してから８スタンド・タンデムミルを用いて
７８０℃にて２２．５＋ｎφに圧延した後、５００℃ま
で放冷し、引き続いて高周波加熱にて７００℃まで急速
昇温後、１０スタンド・タンデム旦ルで７．４ｕ中まで
８９％の圧下を加えて圧延したが、この圧延での圧延機
出口における線材の温度は９４０℃であった。そして、
圧延材は圧延終了後０．５秒（圧延機と焼入れ装置との
間の距離と圧延速度からの計算値）で水冷焼入れした。

また、第６表の圧延条件０は、次の通り上記圧延・水焼
入れを２回繰り返したものである。即ち、３５■ｌφの
棒鋼を９５０℃に加熱してから８スタンド・タンデムミ
ルを用いて７８０℃にて２２．’５ｍφに圧延した後、
５００℃まで放冷し、引き続いて高周波加熱にて７００
℃まで急速昇温後、タンデムミルで１５．Ｏｍ中まで５
６％の圧下を加えて圧延した（この圧延での線材の圧延
機出口における温度は８９０℃であった）．この圧延材
は、圧延終了後０．６秒で水焼入れされた。次いで、該
焼入れ線材を高周波誘導加熱にて６９０℃に再加熱した
後、１５．０ｎφから７．４ｆｉφまで　７６％の圧下
率で高速タンデムよル圧延を行った。この圧延終了時の
温度は８８０℃であり、圧延終了後の７．４ｕ＋φ圧延
材は圧延機出口で直ちに水冷焼入れした。

上述のような条件で製造されたＰＣ鋼棒について組織観
察を行うど共に各種特性を調査したが、その結果を製造
条件と共に第７表にまとめて示す。

第７表に示される結果からも明らかなように、上記何れ
の方法によっても得られるＰＣ鋼棒の組織は極めて微細
なマルテンサイトとなっており、１０％以上のりラクセ
ーション値と３％以上の一様伸び＋　　５ｋｇｆ−ｍ＋
＋／ｍ＋”以上の衝撃引張破壊エネルギを示すことが分
かる。

跋腹量一立 第１表の鋼Ａを用い、第２表の圧延条件■によって７．
５ｍφの直接焼入れマルテンサイト鋼線材を製造し、こ
れを素材として第３表の処理条件イ〜へを適用してＰＣ
鋼棒に加工した。ここで、処理条件へは、温間伸線加工
温度が７５０℃であって本発明での規定を超えた高温に
なっている比較例である。

このようにして得られたＰＣ鋼棒について組織観察を行
うと共に各種特性を調査したが、その結果を製造条件と
共に第８表にまとめて示した。なお、第８表には、比較
のために前記第４表で示した試験番号１に係る従来材の
データをも併せて記載した。

第８表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定される条件に沿った試験番号１７〜２１によると、
何れも従来材を遥かに上回る優れた特性を備えたＰＣ鋼
棒が得られることが分かる。

ただ、試験番号２２からは、温間での塑性加工を加える
温度がＡｃ＋点を超えて高くなると強度が低下して目標
とする強度を確保できなくなることも確認できる． 跋塘班一ヱ 第１表に示した戒分組或の！ｉｌＡ−Ｅより成る熱延鋼
棒（直径３５ｍ）を素材とし、第６表の圧延条件＠又は
◎を適用して７．５ｍφの直接焼入れマルテンサイト鋼
線材を得た後、これを第３表の条件イで処理して公称径
：７．４ｍｍのＰＣ鋼棒を試作した．なお、第３表の条
件イの処理においては、温間矯正のための加熱温度は鋼
Ａ−Ｈに応じて何れも加工後の引張強さが１５０〜１　
５　５ｋｇｆ／ｍｍ２になるように誘導加熱の温度調整
を行った．このようにして得られたＰＣｆｊｌ棒につい
て組織観察を行うと共に各種特性を調査したが、その結
果を製造条件と共に第９表にまとめて示した。

第９表に示される結果からは次のことが分かる。

即ち、前記第４表の試験番号１〜４や前記第５表の試験
番号９での従来材或いは比較材に比べ、第８表の試験番
号２３〜３２では何れも５坤以下のオーステナイト粒径
が実現され、マルテンサイトパケット径が３ＩｒＩａ以
下の極めて微細な組織のＰＣ鋼棒が得られており、その
特性も一様伸び：６．８％以上，衝撃引張破壊エネルギ
：５ｋｇｆ・７ｍ１以上となっていて、７％以下の優れ
たりラクセーション値でありながら極めて高い延・靭性
値を有していることが確認できる． また、鋼ＡからＥまで幅広いＣ含有量の炭素鋼と低合金
調において優れた特性を実現できることも明らかである
。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、極めて高い強
度と非常に低いリラクセーション値を兼備し、しかも従
来材よりも格段に優れた延性（一様伸び特性）をも示す
鋼性能のＰＣｗ４材を安定して提供できるようになるな
ど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ含有量が０．６重量％以下で、マルテンサイト
   のパケットもしくは旧オーステナイト粒の平均粒径が５
   μｍ以下であるマルテンサイト組織を主体とした組織を
   有して成ることを特徴とする、室温リラクセーション値
   ：１．５％以下、温間リラクセーション試験値：１０％
   以下、引張強さ：９５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、一様伸び
   ：３．０％以上を示す高延性ＰＣ鋼材。
2. （２）加熱したＣ含有量が０．６重量％以下の炭素鋼又
   は合金鋼に９００〜４００℃の温度域で加工を施すと共
   に、加工終了の後直ちに臨界冷却速度以上の冷却速度で
   冷却してマルテンサイトのパケットもしくは旧オーステ
   ナイト粒の平均粒径が５μｍ以下であるマルテンサイト
   を主体とした組織とし、その後Ａｃ＿１点以下の温度域
   で焼戻す工程を含んで成る、請求項１記載の高延性ＰＣ
   鋼材の製造方法。
3. （３）Ｃ含有量が０．６重量％以下の炭素鋼又は合金鋼
   に対し、少なくとも一部がフェライトから成る組織状態
   で加工を開始すると共に、加工を続けながら該鋼をＡｃ
   ＿３点以上の温度域まで昇温してフェライトから成る組
   織の一部又は全部を一旦オーステナイトに変態させる加
   工過程を少なくとも一回以上経させた後、これを臨界冷
   却速度以上の冷却速度で冷却してマルテンサイトのパケ
   ットもしくは旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ以
   下であるマルテンサイトを主体とした組織とし、その後
   Ａｃ＿１点以下の温度域で焼戻す工程を含んで成る、請
   求項１記載の高延性ＰＣ鋼材の製造方法。
4. （４）加熱したＣ含有量が０．６重量％以下の炭素鋼又
   は合金鋼に９００〜４００℃の温度域で加工を施すと共
   に、加工終了の後直ちに臨界冷却速度以上の冷却速度で
   冷却してマルテンサイトのパケットもしくは旧オーステ
   ナイト粒の平均粒径が５μｍ以下であるマルテンサイト
   を主体とした組織とし、その後これに累積塑性歪：３〜
   ９０％の塑性加工を加えつつＡｃ＿１点以下の温度域で
   焼戻す工程を含んで成る、請求項１記載の高延性ＰＣ鋼
   材の製造方法。
5. （５）Ｃ含有量が０．６重量％以下の炭素鋼又は合金鋼
   に対し、少なくとも一部がフェライトから成る組織状態
   で加工を開始すると共に、加工を続けながら該鋼をＡｃ
   ＿３点以上の温度域まで昇温してフェライトから成る組
   織の一部又は全部を一旦オーステナイトに変態させる加
   工過程を少なくとも一回以上経させた後、これを臨界冷
   却速度以上の冷却速度で冷却してマルテンサイトのパケ
   ットもしくは旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ以
   下であるマルテンサイトを主体とした組織とし、その後
   これに累積塑性歪：３〜９０％の塑性加工を加えつつＡ
   ｃ＿１点以下の温度域で焼戻す工程を含んで成る、請求
   項１記載の高延性ＰＣ鋼材の製造方法。