JPH0867912A - 溶接部における遅れ破壊特性の優れるｐｃ鋼棒の製造方法 - Google Patents
溶接部における遅れ破壊特性の優れるｐｃ鋼棒の製造方法Info
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- JPH0867912A JPH0867912A JP20392994A JP20392994A JPH0867912A JP H0867912 A JPH0867912 A JP H0867912A JP 20392994 A JP20392994 A JP 20392994A JP 20392994 A JP20392994 A JP 20392994A JP H0867912 A JPH0867912 A JP H0867912A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】Ｎｉを０．２５ｗｔ％以上を含有する鋼材を仕
上げ温度８００℃以上で熱間圧延し、その後、焼入れ焼
もどしを行い、溶接部における遅れ破壊特性の優れるＰ
Ｃ鋼棒を製造する。 【効果】母材のリラクセーション特性および機械的性質
を良好に維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊特性を
向上させ得るＰＣ鋼棒の製造方法が提供される。
上げ温度８００℃以上で熱間圧延し、その後、焼入れ焼
もどしを行い、溶接部における遅れ破壊特性の優れるＰ
Ｃ鋼棒を製造する。 【効果】母材のリラクセーション特性および機械的性質
を良好に維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊特性を
向上させ得るＰＣ鋼棒の製造方法が提供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、遅れ破壊特性の向上
を図ったスポット溶接を施したＰＣ鋼棒の製造方法に関
する。
を図ったスポット溶接を施したＰＣ鋼棒の製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣ鋼棒はプレストレスコンクリートに
用いられる高強度部材である。そして、このようなＰＣ
鋼棒は、ＪＩＳ Ｇ ３１０９「ＰＣ鋼棒」において、
引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 以上と規定されている
他、降伏点、伸び、リラクセーション値など機械的性質
が中心に規格化されており、これらはＰＣ鋼棒の用途上
重要な特性であるが、使用される環境によっては規格化
されていない耐遅れ破壊特性も重要となる。
用いられる高強度部材である。そして、このようなＰＣ
鋼棒は、ＪＩＳ Ｇ ３１０９「ＰＣ鋼棒」において、
引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ2 以上と規定されている
他、降伏点、伸び、リラクセーション値など機械的性質
が中心に規格化されており、これらはＰＣ鋼棒の用途上
重要な特性であるが、使用される環境によっては規格化
されていない耐遅れ破壊特性も重要となる。
【０００３】これは、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
る可能性があるためである。
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
る可能性があるためである。
【０００４】このため、従来より、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊
特性の向上を図ることが検討されており、そのような技
術として特公昭５３−２４８９０号公報、特公昭５４−
２１８１０号公報に開示されたものがある。また本願発
明者らも特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−２
４０２３７号公報、特開平２−２４０２３８号公報、特
開平２−２４０２４４号公報に記載された技術を提案し
ている。
特性の向上を図ることが検討されており、そのような技
術として特公昭５３−２４８９０号公報、特公昭５４−
２１８１０号公報に開示されたものがある。また本願発
明者らも特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−２
４０２３７号公報、特開平２−２４０２３８号公報、特
開平２−２４０２４４号公報に記載された技術を提案し
ている。
【０００５】ところで、ＰＣ鋼棒は、鋼材の熱間圧延
後、ストレッチング、引き抜き、熱処理のうちいずれか
の方法、または、これらの組み合わせによる方法によっ
て製造されているが、現在では特に、高炭素鋼（Ｃ：
０．８ｗｔ％程度）の引き抜きおよび低中炭素鋼の焼入
れ焼もどしによる方法が中心になっている。
後、ストレッチング、引き抜き、熱処理のうちいずれか
の方法、または、これらの組み合わせによる方法によっ
て製造されているが、現在では特に、高炭素鋼（Ｃ：
０．８ｗｔ％程度）の引き抜きおよび低中炭素鋼の焼入
れ焼もどしによる方法が中心になっている。
【０００６】このうち、前者の高炭素鋼引抜き材のＰＣ
鋼棒は、それを用いてＰＣパイル、ＰＣポール等を製造
する際、スポット溶接が不可能なため、手結束して籠を
編組することになり、能率上大きな問題を有している。
これに対し、後者の低中炭素鋼焼入れ焼もどし材のＰＣ
鋼棒はスポット溶接が可能であるため、これを用いてＰ
Ｃパイル等を製造する場合、補助鉄筋との間でスポット
溶接を施して編組するので、前者のＰＣ鋼棒より作業性
が良好となる。
鋼棒は、それを用いてＰＣパイル、ＰＣポール等を製造
する際、スポット溶接が不可能なため、手結束して籠を
編組することになり、能率上大きな問題を有している。
これに対し、後者の低中炭素鋼焼入れ焼もどし材のＰＣ
鋼棒はスポット溶接が可能であるため、これを用いてＰ
Ｃパイル等を製造する場合、補助鉄筋との間でスポット
溶接を施して編組するので、前者のＰＣ鋼棒より作業性
が良好となる。
【０００７】このように、ＰＣパイル、ＰＣポール等の
製造の際は、焼入れ焼もどしにより製造され、スポット
溶接を施したＰＣ棒のほうが作業効率が良好となるので
ＰＣ鋼棒においては、スポット溶接性も重要な特性とな
る。このため、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性の向上が図ら
れており、そのような技術として特公昭５５−１１７２
６号公報に開示されたものがある。
製造の際は、焼入れ焼もどしにより製造され、スポット
溶接を施したＰＣ棒のほうが作業効率が良好となるので
ＰＣ鋼棒においては、スポット溶接性も重要な特性とな
る。このため、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性の向上が図ら
れており、そのような技術として特公昭５５−１１７２
６号公報に開示されたものがある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】ところで、スポット溶
接を施したＰＣ鋼棒は、上述のような遅れ破壊発生のお
それがある環境下では、その溶接の熱影響で溶接部が硬
化し、遅れ破壊の発生の可能性がより顕著となる。この
ため、ＰＣ鋼棒を安全に使用するためには溶接部の耐遅
れ破壊特性を少なくとも母材と同等のレベルに維持する
ことが必要となる。
接を施したＰＣ鋼棒は、上述のような遅れ破壊発生のお
それがある環境下では、その溶接の熱影響で溶接部が硬
化し、遅れ破壊の発生の可能性がより顕著となる。この
ため、ＰＣ鋼棒を安全に使用するためには溶接部の耐遅
れ破壊特性を少なくとも母材と同等のレベルに維持する
ことが必要となる。
【０００９】しかしながら、上述した従来技術では、こ
のような溶接部の遅れ破壊については何等考慮されてい
ない。すなわち、特公昭５３−２４８９０号公報、特公
昭５４−２１８１０号公報、特開平２−２４０２３６号
公報、特開平２−２４０２３７号公報、特開平２−２４
０２３８号公報、特開平２−２４０２４４号公報では、
母材の遅れ破壊特性を向上させるに止まり、また特公昭
５５−１１７２６号公報では、スポット溶接性およびス
ポット溶接後の引張特性を向上させるに止まるもので、
いずれの技術においてもＰＣ鋼棒溶接部の遅れ破壊特性
については全く考慮されていないのである。
のような溶接部の遅れ破壊については何等考慮されてい
ない。すなわち、特公昭５３−２４８９０号公報、特公
昭５４−２１８１０号公報、特開平２−２４０２３６号
公報、特開平２−２４０２３７号公報、特開平２−２４
０２３８号公報、特開平２−２４０２４４号公報では、
母材の遅れ破壊特性を向上させるに止まり、また特公昭
５５−１１７２６号公報では、スポット溶接性およびス
ポット溶接後の引張特性を向上させるに止まるもので、
いずれの技術においてもＰＣ鋼棒溶接部の遅れ破壊特性
については全く考慮されていないのである。
【００１０】この発明は、かかる事情に鑑みてなされた
ものであって、母材のリラクセーション特性および機械
的性質を良好に維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊
特性を向上させ得るＰＣ鋼棒の製造方法を提供すること
を目的とする。
ものであって、母材のリラクセーション特性および機械
的性質を良好に維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊
特性を向上させ得るＰＣ鋼棒の製造方法を提供すること
を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段および作用】本願発明者ら
は、上記課題を解決すべく研究を重ねた結果、鋼材を熱
間圧延した後に、焼入れ焼もどしを行ってＰＣ鋼棒を製
造するにあたり、鋼材のＮｉ量を一定以上とし、かつ熱
間圧延条件を規定することによって、鋼材表面にＮｉを
濃化させることにより、ＰＣ鋼棒の母材のリラクセーシ
ョン特性および機械特性を良好に維持しつつ、溶接部の
遅れ破壊特性を向上させ得ることを見出した。
は、上記課題を解決すべく研究を重ねた結果、鋼材を熱
間圧延した後に、焼入れ焼もどしを行ってＰＣ鋼棒を製
造するにあたり、鋼材のＮｉ量を一定以上とし、かつ熱
間圧延条件を規定することによって、鋼材表面にＮｉを
濃化させることにより、ＰＣ鋼棒の母材のリラクセーシ
ョン特性および機械特性を良好に維持しつつ、溶接部の
遅れ破壊特性を向上させ得ることを見出した。
【００１２】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を０．２５ｗｔ％以上を含有す
る鋼材を仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延し、その
後、焼入れ焼もどしを行うことを特徴とする溶接部にお
ける遅れ破壊特性の優れるＰＣ鋼棒の製造方法を提供す
る。
されたものであり、Ｎｉを０．２５ｗｔ％以上を含有す
る鋼材を仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延し、その
後、焼入れ焼もどしを行うことを特徴とする溶接部にお
ける遅れ破壊特性の優れるＰＣ鋼棒の製造方法を提供す
る。
【００１３】以下、この発明について具体的に説明す
る。この発明では、上述したように、鋼材を熱間圧延し
た後に、焼入れ焼もどしを行ってＰＣ鋼棒を製造するに
あたり、鋼材のＮｉ含有量を０．２５ｗｔ％以上とする
と共に熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以上とする。
る。この発明では、上述したように、鋼材を熱間圧延し
た後に、焼入れ焼もどしを行ってＰＣ鋼棒を製造するに
あたり、鋼材のＮｉ含有量を０．２５ｗｔ％以上とする
と共に熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以上とする。
【００１４】鋼材のＮｉ含有量を０．２５ｗｔ％以上と
したのは、Ｎｉが０．２５ｗｔ％以上で溶接部の遅れ破
壊特性の向上に寄与するからである。すなわち、Ｎｉが
０．２５ｗｔ％以上含まれていると、熱間圧延時に表面
スケール直下に濃化し、熱処理後も濃化されたＮｉがス
ケール直下に残存することによって鋼中への水素浸入が
抑制され、結果として遅れ破壊特性が向上する。Ｎｉが
０．２５ｗｔ％未満ではその効果が小さい。上記メカニ
ズムを考慮すると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。
したのは、Ｎｉが０．２５ｗｔ％以上で溶接部の遅れ破
壊特性の向上に寄与するからである。すなわち、Ｎｉが
０．２５ｗｔ％以上含まれていると、熱間圧延時に表面
スケール直下に濃化し、熱処理後も濃化されたＮｉがス
ケール直下に残存することによって鋼中への水素浸入が
抑制され、結果として遅れ破壊特性が向上する。Ｎｉが
０．２５ｗｔ％未満ではその効果が小さい。上記メカニ
ズムを考慮すると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。
【００１５】熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以上とし
たのは、仕上げ温度が高いほどＮｉの表面濃化を大きく
することができ、その温度が８００℃以上であれば、上
述したように、熱処理後も濃化されたＮｉがスケール直
下に残存することによって鋼中への水素浸入が抑制さ
れ、結果として遅れ破壊特性が向上する。８００℃未満
ではこのような効果が小さい。
たのは、仕上げ温度が高いほどＮｉの表面濃化を大きく
することができ、その温度が８００℃以上であれば、上
述したように、熱処理後も濃化されたＮｉがスケール直
下に残存することによって鋼中への水素浸入が抑制さ
れ、結果として遅れ破壊特性が向上する。８００℃未満
ではこのような効果が小さい。
【００１６】この発明は、上述のように、Ｎｉの表面濃
化によって溶接部の遅れ破壊特性を向上させるものであ
るため、Ｎｉ以外の成分については規定する必要はない
が、ＰＣ鋼棒としては、Ｎｉ：０．２５〜７．０ｗｔ％
のほか、Ｃ：０．２〜０．６ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．
０２０％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下を含有するも
の、およびこれらに加え、さらに、Ｍｏ：０．１〜０．
５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０
００３〜０．００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０
４ｗｔ％、Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なく
とも１種以上を含有するものが好ましい。
化によって溶接部の遅れ破壊特性を向上させるものであ
るため、Ｎｉ以外の成分については規定する必要はない
が、ＰＣ鋼棒としては、Ｎｉ：０．２５〜７．０ｗｔ％
のほか、Ｃ：０．２〜０．６ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜
２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．
０２０％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下を含有するも
の、およびこれらに加え、さらに、Ｍｏ：０．１〜０．
５ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜１．０ｗｔ％，Ｂ：０．０
００３〜０．００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．０
４ｗｔ％、Ｗ：０．０３〜０．５０ｗｔ％のうち少なく
とも１種以上を含有するものが好ましい。
【００１７】これらの限定理由は以下の通りである。Ｃ
は、焼入れ性を高め強度を上げるための元素であり、Ｐ
Ｃ鋼棒としての強度レベルを確保するためには０．２ｗ
ｔ％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０．６ｗｔ％以下が好
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鋼棒としての強度レベルを確保するためには０．２ｗ
ｔ％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０．６ｗｔ％以下が好
ましい。
【００１８】Ｓｉは、脱酸剤として使用され、また遅れ
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。
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。
【００１９】Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤であると共
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。
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。
【００２０】Ｐは、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、
０．０２０ｗｔ％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。
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。
【００２１】Ｍｏは、焼入性を高め遅れ破壊特性を向上
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。
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。
【００２２】Ｃｕ、Ｗは、遅れ破壊特性を向上させる元
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。
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。
【００２３】Ｂは、焼入性を向上させると共に遅れ破壊
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。
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。
【００２４】Ｔｉは鋼中のＮを固定してＢの焼入性向上
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。
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。
【００２５】なお、この発明において、熱間圧延条件
は、上述のように仕上げ温度が８００℃以上である限
り、他の条件はとくに限定されず、通常の条件を採用す
れば良い。また、焼入れ焼もどし条件も特に限定される
ものでなく、通常の条件を採用することができ、この際
の熱処理も高周波熱加熱等、通常用いられる種々の方法
を採用することができる。
は、上述のように仕上げ温度が８００℃以上である限
り、他の条件はとくに限定されず、通常の条件を採用す
れば良い。また、焼入れ焼もどし条件も特に限定される
ものでなく、通常の条件を採用することができ、この際
の熱処理も高周波熱加熱等、通常用いられる種々の方法
を採用することができる。
【００２６】
（実施例１）表１に示す成分組成の比較鋼（Ｎｏ．１，
２）、本発明鋼（Ｎｏ．３〜２０）を仕上げ温度８２０
℃にて直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、直径７．４ｍｍ
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。ここで、焼入れ加熱温度は９２０℃、
焼もどしは引張強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上を目標とし
て最適温度にして焼入れ焼もどし処理を行った。
２）、本発明鋼（Ｎｏ．３〜２０）を仕上げ温度８２０
℃にて直径８ｍｍの丸棒に熱間圧延し、直径７．４ｍｍ
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。ここで、焼入れ加熱温度は９２０℃、
焼もどしは引張強さ１４２０Ｎ／ｍｍ2 以上を目標とし
て最適温度にして焼入れ焼もどし処理を行った。
【００２７】
【表１】
【００２８】この後、次に示す溶接条件でスポット溶接
を行い、溶接性試験、溶接部における遅れ破壊試験およ
び引張試験に供した。また、これらに加えてリラクセー
ション試験も行った。これらの試験方法も以下に示す。
を行い、溶接性試験、溶接部における遅れ破壊試験およ
び引張試験に供した。また、これらに加えてリラクセー
ション試験も行った。これらの試験方法も以下に示す。
【００２９】溶接条件 溶接電流 ３０００Ａ 通電サイクル数 ２ 加圧力 ４１０Ｎ ラセン筋 ＳＷＲＭ８の３．２ｍｍの丸棒 溶接性試験 溶接後のサンプルを引張り、強度、延びがＪＩＳ Ｇ
３１０９の規格を満足する場合を○印とした。
３１０９の規格を満足する場合を○印とした。
【００３０】遅れ破壊試験 引張強さの７０％の応力を付加し、５０℃に加熱した２
０％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。
０％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。
【００３１】引張試験 母材の引張試験は、熱処理後のものを標点距離６０ｍｍ
で引っ張ることにより行った。
で引っ張ることにより行った。
【００３２】リラクセーション試験 室温ではＪＩＳ Ｇ ３１０９の方法で行った。また、
蒸気養生を考慮して７５℃でも行った。この時は、規格
引張強さの７０％の応力を付加し、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。これらの結果を表２に示す。
蒸気養生を考慮して７５℃でも行った。この時は、規格
引張強さの７０％の応力を付加し、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。これらの結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２に示すように、本発明鋼ではいずれも
機械的性質、リラクセーション特性、溶接性は比較鋼と
同等で、ＰＣ鋼棒としての特性を満足させるものとなっ
ていると共に、スポット溶接部の破断時間が２０時間以
上となり、遅れ破壊特性が良好であることが確認され
た。
機械的性質、リラクセーション特性、溶接性は比較鋼と
同等で、ＰＣ鋼棒としての特性を満足させるものとなっ
ていると共に、スポット溶接部の破断時間が２０時間以
上となり、遅れ破壊特性が良好であることが確認され
た。
【００３５】これに対して、比較鋼は機械的性質、リラ
クセーション特性、溶接性は良好であったものの、スポ
ット溶接部の破断時間が４時間および８時間であり、溶
接部の遅れ破壊特性が劣っていることが確認された。
クセーション特性、溶接性は良好であったものの、スポ
ット溶接部の破断時間が４時間および８時間であり、溶
接部の遅れ破壊特性が劣っていることが確認された。
【００３６】（実施例２）表１の本発明鋼（Ｎｏ．４）
を用い、仕上温度７５０〜９００℃の間で５水準にて熱
間圧延を行い、直径８ｍｍの丸棒を製造した。その後の
工程および試験は実施例１と全く同様に行った。その結
果を表３に示す。
を用い、仕上温度７５０〜９００℃の間で５水準にて熱
間圧延を行い、直径８ｍｍの丸棒を製造した。その後の
工程および試験は実施例１と全く同様に行った。その結
果を表３に示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】表３に示すように、本発明の圧延条件では
いずれも機械的性質、リラクセーション特性が比較例と
同様に良好であり、スポット溶接部において良好な遅れ
破壊特性を有するＰＣ鋼棒を製造できることが確認され
た。これに対して、比較例では機械的性質、リラクセー
ション特性は良好なものの、スポット溶接部における遅
れ破壊特性が劣ることが確認された。以上の結果より、
本発明を適用することにより、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ＰＣ鋼棒が得られ
ることが確認された。
いずれも機械的性質、リラクセーション特性が比較例と
同様に良好であり、スポット溶接部において良好な遅れ
破壊特性を有するＰＣ鋼棒を製造できることが確認され
た。これに対して、比較例では機械的性質、リラクセー
ション特性は良好なものの、スポット溶接部における遅
れ破壊特性が劣ることが確認された。以上の結果より、
本発明を適用することにより、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ＰＣ鋼棒が得られ
ることが確認された。
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
母材のリラクセーション特性および機械的性質を良好に
維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊特性を向上させ
得るＰＣ鋼棒の製造方法が提供される。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
ＰＣ鋼棒が得られ、工業的価値は極めて高い。
母材のリラクセーション特性および機械的性質を良好に
維持しつつ、スポット溶接部の遅れ破壊特性を向上させ
得るＰＣ鋼棒の製造方法が提供される。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
ＰＣ鋼棒が得られ、工業的価値は極めて高い。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石黒 守幸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 山下 英治 神奈川県平塚市田村5893 高周波熱錬株式 会社湘南事業所内 (72)発明者 溝口 茂 神奈川県平塚市田村5893 高周波熱錬株式 会社湘南事業所内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｎｉを０．２５ｗｔ％以上を含有する鋼
材を仕上げ温度８００℃以上で熱間圧延し、その後、焼
入れ焼もどしを行うことを特徴とする溶接部における遅
れ破壊特性の優れるＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼材は、Ｎｉを０．２５〜７．０ｗ
ｔ％含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接部
における遅れ破壊特性の優れるＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項３】 前記鋼材は、Ｃ：０．２〜０．６ｗｔ
％、Ｓｉ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．
０ｗｔ％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ
％以下、Ｎｉ：０．２５〜７．０ｗｔ％を含有すること
を特徴とする請求項１または２に記載の溶接部における
遅れ破壊特性の優れるＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項４】 前記鋼材は、さらに、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種以上を含有することを特徴とする請求項
３に記載の溶接部における遅れ破壊特性の優れるＰＣ鋼
棒の製造方法。 - 【請求項５】 前記鋼材は、Ｎｉを０．２５〜３．０ｗ
ｔ％含有することを特徴とする請求項１ないし４のいず
れか１項に記載の溶接部における遅れ破壊特性の優れる
ＰＣ鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20392994A JPH0867912A (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 溶接部における遅れ破壊特性の優れるｐｃ鋼棒の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20392994A JPH0867912A (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 溶接部における遅れ破壊特性の優れるｐｃ鋼棒の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0867912A true JPH0867912A (ja) | 1996-03-12 |
Family
ID=16482039
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20392994A Pending JPH0867912A (ja) | 1994-08-29 | 1994-08-29 | 溶接部における遅れ破壊特性の優れるｐｃ鋼棒の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0867912A (ja) |
-
1994
- 1994-08-29 JP JP20392994A patent/JPH0867912A/ja active Pending
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