JPH06336648A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法Info
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- JPH06336648A JPH06336648A JP14823893A JP14823893A JPH06336648A JP H06336648 A JPH06336648 A JP H06336648A JP 14823893 A JP14823893 A JP 14823893A JP 14823893 A JP14823893 A JP 14823893A JP H06336648 A JPH06336648 A JP H06336648A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＰＣ棒線の遅れ破壊特性を改善する。
【構成】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１０〜
０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオーステナ
イト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻しマル
テンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオーステナ
イト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻しマル
テンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の
強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建設用等に用いられる
優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ＰＣ棒線とその製造
方法に関するものである。
優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ＰＣ棒線とその製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、構造物の大型化に伴い引張強さ１
５００ＭＰａ以上のＰＣ鋼線の開発が要求されてきてい
る。しかし、鋼材は引張強度が１２００ＭＰａを超える
と遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られており、
例えばボルト鋼等に於いては、現在使用されている強度
は１１００ＭＰａ級が上限となっているのが現状であ
る。
５００ＭＰａ以上のＰＣ鋼線の開発が要求されてきてい
る。しかし、鋼材は引張強度が１２００ＭＰａを超える
と遅れ破壊の危険性が高まることがよく知られており、
例えばボルト鋼等に於いては、現在使用されている強度
は１１００ＭＰａ級が上限となっているのが現状であ
る。
【０００３】遅れ破壊の対策として、従来、高強度ボル
ト用鋼において数々の研究開発がなされているが、例え
ば、特開平３−２４３７４４号公報、特開平３−２４３
７４５号公報に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜
０．５０、Ｓｉ＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５
０、Ｃｒ＝０．１〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１
０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜
０．６０、Ｍｏ＝０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５
〜０．３０、及びＣ＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．
２０、Ｍｎ＜０．３５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．０
０５〜０．１０、Ｖ＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．
００５〜０．２０、Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、
Ｃｕ＝０．０５〜０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍ
ｏ＝０．４〜１．５の化学成分を含有する高強度鋼及び
その製造方法が記載されている。これらの発明は、遅れ
破壊クラックがオーステナイト粒界を起点及び伝播経路
として発生する事に注目し、粒界偏析元素の低減、粒の
細粒化等により粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善す
るものである。
ト用鋼において数々の研究開発がなされているが、例え
ば、特開平３−２４３７４４号公報、特開平３−２４３
７４５号公報に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜
０．５０、Ｓｉ＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５
０、Ｃｒ＝０．１〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１
０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜
０．６０、Ｍｏ＝０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５
〜０．３０、及びＣ＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．
２０、Ｍｎ＜０．３５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．０
０５〜０．１０、Ｖ＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．
００５〜０．２０、Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、
Ｃｕ＝０．０５〜０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍ
ｏ＝０．４〜１．５の化学成分を含有する高強度鋼及び
その製造方法が記載されている。これらの発明は、遅れ
破壊クラックがオーステナイト粒界を起点及び伝播経路
として発生する事に注目し、粒界偏析元素の低減、粒の
細粒化等により粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善す
るものである。
【０００４】又、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を改善する手
段が特開昭４９−９０２０７号公報に記載されている。
この発明は、炭素含有量０．２０〜０．９０％の鋼材を
熱間圧延後あるいは熱間圧延冷却後Ａ3 変態点以上に再
加熱後強制空冷を施し、マルテンサイト量を３０％以下
に抑制し、主組織をパーライト、ベーナイトまたはフェ
ライトとする事によりＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の改善を
図るものである。
段が特開昭４９−９０２０７号公報に記載されている。
この発明は、炭素含有量０．２０〜０．９０％の鋼材を
熱間圧延後あるいは熱間圧延冷却後Ａ3 変態点以上に再
加熱後強制空冷を施し、マルテンサイト量を３０％以下
に抑制し、主組織をパーライト、ベーナイトまたはフェ
ライトとする事によりＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の改善を
図るものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】特開平３−２４３７４
４号公報及び特開平３−２４３７４５号公報記載の発明
は、窒素含有量及び窒化物を形成する合金元素の含有量
を規定する事により、再加熱時のオーステナイト粒の粗
大化を抑制するものである。しかし、この技術により得
られるオーステナイトの微細化度合いには限界がある
為、ＰＣ鋼線に応用した場合、その遅れ破壊特性の改善
にも自ずと限界がある。
４号公報及び特開平３−２４３７４５号公報記載の発明
は、窒素含有量及び窒化物を形成する合金元素の含有量
を規定する事により、再加熱時のオーステナイト粒の粗
大化を抑制するものである。しかし、この技術により得
られるオーステナイトの微細化度合いには限界がある
為、ＰＣ鋼線に応用した場合、その遅れ破壊特性の改善
にも自ずと限界がある。
【０００６】また、特開昭４９−９０２０７号公報記載
の発明の様に遅れ破壊の起点となるマルテンサイトの含
有量を規定しても、その組織を積極的に微細化しないの
では大幅な遅れ破壊特性改善にはつながらない。
の発明の様に遅れ破壊の起点となるマルテンサイトの含
有量を規定しても、その組織を積極的に微細化しないの
では大幅な遅れ破壊特性改善にはつながらない。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【０００８】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻
しマルテンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ
以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻
しマルテンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ
以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線。
【０００９】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上であり、組織が焼き戻しマルテンサイトで
ある事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上であり、組織が焼き戻しマルテンサイトで
ある事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
【００１０】 前記またはの高強度ＰＣ棒線の製
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、直ちに焼き入れし、更に２
５０℃以上の温度、かつ焼き戻し時間が１秒以上でＴ
（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度
（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻
し処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を
有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方
法。
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、直ちに焼き入れし、更に２
５０℃以上の温度、かつ焼き戻し時間が１秒以上でＴ
（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度
（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻
し処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を
有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方
法。
【００１１】
【作用】本発明者は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力Ｐ
Ｃ棒線とその製造方法の開発を進めた結果、鋼片から棒
線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、制
御圧延にて微細化したオーステナイト粒を保護する為
に、直ちに焼き入れ後に連続してインラインで焼き戻し
処理を行い、極微細なオーステナイト粒にする事がＰＣ
鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である事を見いだし
た。
Ｃ棒線とその製造方法の開発を進めた結果、鋼片から棒
線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、制
御圧延にて微細化したオーステナイト粒を保護する為
に、直ちに焼き入れ後に連続してインラインで焼き戻し
処理を行い、極微細なオーステナイト粒にする事がＰＣ
鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である事を見いだし
た。
【００１２】そこでまず、ＰＣ棒線の耐遅れ破壊性を改
善するために必要なオーステナイト粒径の検討を実施し
た。
善するために必要なオーステナイト粒径の検討を実施し
た。
【００１３】例えば、０．３２％Ｃ＋０．２５％Ｓｉ＋
０．８０％Ｍｎ＋０．０２０％Ｔｉ＋２０ｐｐｍＢ＋
０．００４５％Ａｌ組成の１２２角鋼片より圧延し、線
径７．０φの棒鋼線を製造するにあたり、その加熱温度
及び仕上げ温度を変え棒線のオーステナイト粒径を変化
させた棒線の遅れ破壊特性を調べた。つまり、図１に示
すような円周にノッチを設けた試験片１を作り、試験片
１のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水溶液中に
浸漬し、試験片１に０．７σB の定引張荷重を負荷して
破断までの時間を測定し、耐遅れ破壊特性を評価した。
０．８０％Ｍｎ＋０．０２０％Ｔｉ＋２０ｐｐｍＢ＋
０．００４５％Ａｌ組成の１２２角鋼片より圧延し、線
径７．０φの棒鋼線を製造するにあたり、その加熱温度
及び仕上げ温度を変え棒線のオーステナイト粒径を変化
させた棒線の遅れ破壊特性を調べた。つまり、図１に示
すような円周にノッチを設けた試験片１を作り、試験片
１のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水溶液中に
浸漬し、試験片１に０．７σB の定引張荷重を負荷して
破断までの時間を測定し、耐遅れ破壊特性を評価した。
【００１４】その結果を整理したのが図２である。オー
ステナイト粒度番号で１０番以上であれば、ＰＣ鋼線の
遅れ破壊特性が改善される事が判明した。
ステナイト粒度番号で１０番以上であれば、ＰＣ鋼線の
遅れ破壊特性が改善される事が判明した。
【００１５】次に、前述の組織を確保する圧延方法を検
討した。まず、オーステナイト粒径を１０番以上に安定
的に制御する方法を検討した。従来の線材は、１２２角
の鋼片を１２００℃程度に加熱し、圧延して製造されて
いる。しかし、この方法では、得られる線材のオーステ
ナイト粒度番号は８〜９番程度であり、それ以上のもの
を安定的に製造する事は困難である。そこで、鋼片の加
熱温度を低める事により加熱炉内での鋼片のオーステナ
イト粒径の粗大化を抑制し、しかもその後低温で圧延す
る事によりオーステナイト粒径の微細化を図る事とし
た。オーステナイト粒径に及ぼす加熱温度と圧延仕上げ
温度の影響を検討し、整理したのが図３である。オース
テナイト粒度番号で１０番以上を確保する為には、加熱
温度で１２００℃以下、仕上げ温度で９５０℃以下とす
る事が必要である。しかし、加熱温度９５０℃未満及び
仕上げ温度６００℃未満では熱間圧延の変形抵抗が急増
し、熱間圧延が困難となるのでこれを下限とした。特
に、オーステナイト粒度１０番以上を安定的に確保する
為には、加熱温度で１１００℃以下、仕上げ温度で８０
０℃以下とする事が望ましい。
討した。まず、オーステナイト粒径を１０番以上に安定
的に制御する方法を検討した。従来の線材は、１２２角
の鋼片を１２００℃程度に加熱し、圧延して製造されて
いる。しかし、この方法では、得られる線材のオーステ
ナイト粒度番号は８〜９番程度であり、それ以上のもの
を安定的に製造する事は困難である。そこで、鋼片の加
熱温度を低める事により加熱炉内での鋼片のオーステナ
イト粒径の粗大化を抑制し、しかもその後低温で圧延す
る事によりオーステナイト粒径の微細化を図る事とし
た。オーステナイト粒径に及ぼす加熱温度と圧延仕上げ
温度の影響を検討し、整理したのが図３である。オース
テナイト粒度番号で１０番以上を確保する為には、加熱
温度で１２００℃以下、仕上げ温度で９５０℃以下とす
る事が必要である。しかし、加熱温度９５０℃未満及び
仕上げ温度６００℃未満では熱間圧延の変形抵抗が急増
し、熱間圧延が困難となるのでこれを下限とした。特
に、オーステナイト粒度１０番以上を安定的に確保する
為には、加熱温度で１１００℃以下、仕上げ温度で８０
０℃以下とする事が望ましい。
【００１６】圧延後の焼き入れ条件は、安定的にマルテ
ンサイト組織を確保する為に、１０℃／Ｓ以上の冷速で
冷却する事が望ましい。
ンサイト組織を確保する為に、１０℃／Ｓ以上の冷速で
冷却する事が望ましい。
【００１７】さらに、インラインで焼き戻し処理を実施
すれば、工程省略及び省エネルギーの観点からメリット
が大きい。特にインラインでの高周波焼き戻し処理は析
出炭化物を微細にする事が可能であり、遅れ破壊特性向
上の為には望ましい処理である。しかし、図４に示す様
に、２５０℃以上の温度でＴ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１
００００の条件を満足しなければ降伏比９０％以上を確
保する事が困難となり、実際のＰＣ鋼棒としての利用価
値が低い。
すれば、工程省略及び省エネルギーの観点からメリット
が大きい。特にインラインでの高周波焼き戻し処理は析
出炭化物を微細にする事が可能であり、遅れ破壊特性向
上の為には望ましい処理である。しかし、図４に示す様
に、２５０℃以上の温度でＴ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１
００００の条件を満足しなければ降伏比９０％以上を確
保する事が困難となり、実際のＰＣ鋼棒としての利用価
値が低い。
【００１８】次に成分限定理由を述べる。
【００１９】《Ｃ》Ｃは焼入れ、焼戻しにより高強度を
得るために０．１０％以上必要であるが、多すぎると靱
性とともに耐遅れ破壊特性を劣化させ、溶接性も劣化さ
せる為０．３９％以下とした。
得るために０．１０％以上必要であるが、多すぎると靱
性とともに耐遅れ破壊特性を劣化させ、溶接性も劣化さ
せる為０．３９％以下とした。
【００２０】《Ｓｉ》Ｓｉは鋼の脱酸および強度を高め
るのに必要な元素であり、その効果を得る為には０．１
％以上必要である。また、γ粒界に偏析し、粒界強度を
低下させ、遅れ破壊特性を劣化させるので２．０％以下
とした。しかし、Ｓｉはコンクリート養生時の高温リラ
クジェーション対策として添加する必要がある元素でも
あり、０．５％あれば１００℃以下の低温養生に充分対
応出来る。そこで、コンクリートの高温養生処理が必要
な条件でＰＣ鋼棒を使用する場合は０．１％以上２．０
％以下の範囲に調整する必要があるが、Ｓｉの粒界脆化
元素としての悪影響を考えると、１００℃以下の低温養
生処理の条件でＰＣ鋼棒を使用する場合は０．１％以上
０．５％以下が望ましい。
るのに必要な元素であり、その効果を得る為には０．１
％以上必要である。また、γ粒界に偏析し、粒界強度を
低下させ、遅れ破壊特性を劣化させるので２．０％以下
とした。しかし、Ｓｉはコンクリート養生時の高温リラ
クジェーション対策として添加する必要がある元素でも
あり、０．５％あれば１００℃以下の低温養生に充分対
応出来る。そこで、コンクリートの高温養生処理が必要
な条件でＰＣ鋼棒を使用する場合は０．１％以上２．０
％以下の範囲に調整する必要があるが、Ｓｉの粒界脆化
元素としての悪影響を考えると、１００℃以下の低温養
生処理の条件でＰＣ鋼棒を使用する場合は０．１％以上
０．５％以下が望ましい。
【００２１】《Ｍｎ》Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性の
確保に必要な元素であるが、０．２％未満ではその効果
は得難いので０．２％以上とした。また１．０％を超え
るとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多く
なり過ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊
特性を劣化させる為１．０％以下とした。
確保に必要な元素であるが、０．２％未満ではその効果
は得難いので０．２％以上とした。また１．０％を超え
るとオーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多く
なり過ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊
特性を劣化させる為１．０％以下とした。
【００２２】《Ｎｉ》Ｎｉは焼き入れ性を確保する事
と、腐食環境中に素材の一部のＦｅが溶解した後にＮｉ
が素材表面に残留する事により素材表面をＮｉコーティ
ングするのと同じ状況になり、それ以上の腐食進行を抑
制する事により鋼材の耐食性を向上させ、鋼材の耐遅れ
破壊特性を向上させる元素である。しかし、０．１％未
満ではその効果が不十分である為０．１％以上とした。
又、１．０％を越えると腐食環境中に於いて鋼材表面に
腐食孔が著しく発生するようになり、むしろ遅れ破壊特
性が劣化するので１．０％以下とした。
と、腐食環境中に素材の一部のＦｅが溶解した後にＮｉ
が素材表面に残留する事により素材表面をＮｉコーティ
ングするのと同じ状況になり、それ以上の腐食進行を抑
制する事により鋼材の耐食性を向上させ、鋼材の耐遅れ
破壊特性を向上させる元素である。しかし、０．１％未
満ではその効果が不十分である為０．１％以上とした。
又、１．０％を越えると腐食環境中に於いて鋼材表面に
腐食孔が著しく発生するようになり、むしろ遅れ破壊特
性が劣化するので１．０％以下とした。
【００２３】《Ｃｕ》Ｃｕは、腐食環境中に素材の一部
のＦｅが溶解した後にＣｕが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＣｕコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、１．０％を越えると粒
界に偏析して粒界を脆化させ、鋼材の遅れ破壊特性が劣
化するので２．０％以下とした。
のＦｅが溶解した後にＣｕが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＣｕコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、１．０％を越えると粒
界に偏析して粒界を脆化させ、鋼材の遅れ破壊特性が劣
化するので２．０％以下とした。
【００２４】《Ａｌ》Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化
及び細粒化を図るのに有効な元素であるが、０．００５
％未満ではその効果を得る事は出来ない。一方、０．１
％を越えて含有させてもその効果は飽和してしまい、ま
た介在物の増大によるきずが発生し、靱性を劣化させる
ため０．００５％以上０．１％以下とした。
及び細粒化を図るのに有効な元素であるが、０．００５
％未満ではその効果を得る事は出来ない。一方、０．１
％を越えて含有させてもその効果は飽和してしまい、ま
た介在物の増大によるきずが発生し、靱性を劣化させる
ため０．００５％以上０．１％以下とした。
【００２５】《Ｍｏ》Ｍｏは焼き入れ性を確保する事
と、Ｍｏが腐食環境中にＭｏＯ-4イオンを形成し、素材
表層のＦｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコー
ティングを施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の
耐食性を向上させ、ＰＣ鋼棒の耐腐食疲労特性を向上さ
せる元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果
が不十分である為０．０１％以上とした。又、１．０％
を越えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用
的ではないので１．０％以下とした。
と、Ｍｏが腐食環境中にＭｏＯ-4イオンを形成し、素材
表層のＦｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコー
ティングを施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の
耐食性を向上させ、ＰＣ鋼棒の耐腐食疲労特性を向上さ
せる元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果
が不十分である為０．０１％以上とした。又、１．０％
を越えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用
的ではないので１．０％以下とした。
【００２６】《Ｗ》Ｗは焼き入れ性を確保する事と、Ｗ
が腐食環境中にＷＯ-4イオンを形成し、素材表層のＦｅ
と錯体を形成する事により耐食性の高いコーテンィグを
施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食性を向
上させ、コードの耐腐食疲労特性を向上させる元素であ
る。しかし、０．０１％未満ではその効果が不十分であ
る為０．０１％以上とした。又、１．０％を越えるとそ
の効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的ではないの
で１．０％以下とした。
が腐食環境中にＷＯ-4イオンを形成し、素材表層のＦｅ
と錯体を形成する事により耐食性の高いコーテンィグを
施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食性を向
上させ、コードの耐腐食疲労特性を向上させる元素であ
る。しかし、０．０１％未満ではその効果が不十分であ
る為０．０１％以上とした。又、１．０％を越えるとそ
の効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的ではないの
で１．０％以下とした。
【００２７】《Ｃｒ》Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るために
０．１％以上必要であり、多すぎると靱性を劣化させ、
耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素であるため１．０％以
下とした。
０．１％以上必要であり、多すぎると靱性を劣化させ、
耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素であるため１．０％以
下とした。
【００２８】《Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ》Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは結晶
粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富み、鋼中
での水素の拡散・集積を抑制することにより耐遅れ破壊
特性向上に有効な元素であるため、Ｖ：０．０１％以
上、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上必要
である。ただし多すぎるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素である
ため、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：
０．５％以下とした。
粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富み、鋼中
での水素の拡散・集積を抑制することにより耐遅れ破壊
特性向上に有効な元素であるため、Ｖ：０．０１％以
上、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上必要
である。ただし多すぎるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素である
ため、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：
０．５％以下とした。
【００２９】《Ｂ》Ｂは鋼の焼入れ性を一段と向上させ
る作用があるので、特に太いＰＣ鋼線でより高い強度が
要求される場合に添加するが、０．０００２％未満では
その効果を得る事は出来ない。一方、０．００５％を越
えて含有させてもその効果は飽和してしまい、しかも靱
性も劣化し、耐遅れ破壊特性が劣化する為０．０００２
％以上０．００５％以下とした。
る作用があるので、特に太いＰＣ鋼線でより高い強度が
要求される場合に添加するが、０．０００２％未満では
その効果を得る事は出来ない。一方、０．００５％を越
えて含有させてもその効果は飽和してしまい、しかも靱
性も劣化し、耐遅れ破壊特性が劣化する為０．０００２
％以上０．００５％以下とした。
【００３０】《Ｐ、Ｓ、Ｎ》Ｐ、Ｓ、Ｎに関して特に規
定はしないが、Ｐは凝固時にミクロ偏析し、さらにオー
ステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させる
とともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるため
０．０１５％以下が望ましい。Ｓは不可避的不純物であ
るが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるため０．０２％以下が望ましい。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下が望ましい。
定はしないが、Ｐは凝固時にミクロ偏析し、さらにオー
ステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させる
とともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるため
０．０１５％以下が望ましい。Ｓは不可避的不純物であ
るが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるため０．０２％以下が望ましい。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下が望ましい。
【００３１】
【実施例】本発明の成分要件を満たす供試鋼の化学成分
を表１、表２に示す。この組成を有する１２２角の鋼片
の棒鋼を加熱炉で１２００〜９５０℃の範囲に加熱後、
７φ線材に仕上げ温度９５０〜６００℃の範囲で圧延
し、１１００〜６００℃の範囲で圧延後、冷速１５℃／
Ｓで冷却し、更に高周波コイル内を通過させて２００〜
４８０℃の範囲で焼き戻し処理を実施し、強度１５００
ＭＰａの７φＰＣ棒線を製造した。これらのＰＣ棒線に
ついて、前述の遅れ破壊評価試験により耐遅れ破壊特性
を評価した。その結果を表３、表４に示す。また、比較
例のＰＣ棒線の遅れ破壊特性評価結果を表５、表６に示
した。
を表１、表２に示す。この組成を有する１２２角の鋼片
の棒鋼を加熱炉で１２００〜９５０℃の範囲に加熱後、
７φ線材に仕上げ温度９５０〜６００℃の範囲で圧延
し、１１００〜６００℃の範囲で圧延後、冷速１５℃／
Ｓで冷却し、更に高周波コイル内を通過させて２００〜
４８０℃の範囲で焼き戻し処理を実施し、強度１５００
ＭＰａの７φＰＣ棒線を製造した。これらのＰＣ棒線に
ついて、前述の遅れ破壊評価試験により耐遅れ破壊特性
を評価した。その結果を表３、表４に示す。また、比較
例のＰＣ棒線の遅れ破壊特性評価結果を表５、表６に示
した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】この表より、本発明例は比較例に比べて破
断時間が約２倍以上長く、遅れ破壊しにくい事が明らか
となった。
断時間が約２倍以上長く、遅れ破壊しにくい事が明らか
となった。
【００３９】
【発明の効果】本発明により１５００ＭＰａ級以上の引
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ棒線が得ら
れる。これによってコンクリート構造物の寿命及び安全
性が向上する。
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ棒線が得ら
れる。これによってコンクリート構造物の寿命及び安全
性が向上する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＰＣ遅れ破壊評価試験用試験片を示す図であ
る。
る。
【図２】ＰＣ鋼線の組織とＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図３】ＰＣ鋼線の組織のオーステナイト粒度番号に及
ぼす加熱温度及び仕上げ温度の影響を示す図である。
ぼす加熱温度及び仕上げ温度の影響を示す図である。
【図４】ＰＣ鋼線のインライン焼き戻し条件とＰＣ鋼線
の降伏比との関係を示す図である。
の降伏比との関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１
０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻
しマルテンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ
以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線。 - 【請求項２】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１
０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上であり、組織が焼き戻しマルテンサイトで
ある事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の高強度ＰＣ棒線
の製造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条
件９５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以
上９５０℃以下で棒線に圧延後、直ちに焼き入れし、更
に２５０℃以上の温度、かつ焼き戻し時間が１秒以上で
Ｔ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度
（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻
し処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を
有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14823893A JPH06336648A (ja) | 1993-05-28 | 1993-05-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14823893A JPH06336648A (ja) | 1993-05-28 | 1993-05-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06336648A true JPH06336648A (ja) | 1994-12-06 |
Family
ID=15448339
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14823893A Withdrawn JPH06336648A (ja) | 1993-05-28 | 1993-05-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06336648A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2743573A1 (fr) * | 1996-01-16 | 1997-07-18 | Michelin & Cie | Fil metallique pret a l'emploi et procede pour obtenir ce fil |
| JPH09324215A (ja) * | 1996-06-07 | 1997-12-16 | Kobe Steel Ltd | 降伏伸びおよび曲げ加工性に優れた高強度鉄筋の製造方法 |
| WO2007052775A1 (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-10 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2007146284A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-06-14 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2016050330A (ja) * | 2014-08-29 | 2016-04-11 | 日産自動車株式会社 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト |
| KR20160082622A (ko) * | 2014-12-26 | 2016-07-08 | 주식회사 포스코 | 고강도 선재, 열처리 선재, 강선 및 그들의 제조방법 |
-
1993
- 1993-05-28 JP JP14823893A patent/JPH06336648A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2743573A1 (fr) * | 1996-01-16 | 1997-07-18 | Michelin & Cie | Fil metallique pret a l'emploi et procede pour obtenir ce fil |
| WO1997026379A1 (fr) * | 1996-01-16 | 1997-07-24 | Compagnie Generale Des Etablissements Michelin - Michelin & Cie | Fil metallique pret a l'emploi et procede pour obtenir ce fil |
| US6106637A (en) * | 1996-01-16 | 2000-08-22 | Michelin & Cie | Ready-to-use metal wire and method for producing same |
| JPH09324215A (ja) * | 1996-06-07 | 1997-12-16 | Kobe Steel Ltd | 降伏伸びおよび曲げ加工性に優れた高強度鉄筋の製造方法 |
| WO2007052775A1 (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-10 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2007146284A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-06-14 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2016050330A (ja) * | 2014-08-29 | 2016-04-11 | 日産自動車株式会社 | 高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト |
| KR20160082622A (ko) * | 2014-12-26 | 2016-07-08 | 주식회사 포스코 | 고강도 선재, 열처리 선재, 강선 및 그들의 제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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