JPH09279303A - 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 遅れ破壊特性の良好な高強度ＰＣ鋼棒および
その製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
０５〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．
００５〜０．１％、更に必要に応じてＣｒ，Ｍｏ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｔｉ，Ｂの１種または
２種以上を含有する鋼において、焼戻しマルテンサイト
組織からなり、且つ少なくとも表層から４００μｍの領
域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以下アスペク
ト比とする）が１．５〜３．８であって、その生成率が
６０％以上であり、更に引張強さが１３００MPa 以上で
あることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ
鋼棒およびその製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ポール、パイルお
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００MPa 以上である遅れ破壊特
性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】ポール、パイルおよび建築、橋梁等のプ
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ 3536 に規定
されているＰＣ鋼線およびＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ 3
109 に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼
線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ 3502 に適合したピア
ノ線材であり、パテンティング処理をした後、伸線加工
することにより製造される。

【０００３】一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１
６８４号公報に開示されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理す
ることによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰＣ
鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポット
溶接ができないという欠点がある。

【０００４】これに対して、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５MPa （１３０kgf/mm² ）を超えるような高強度
ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣ってい
る。また、特公平５−５９９６７号公報に開示されてい
るように、スポット溶接部は急冷されるためマルテンサ
イトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ破
壊が発生しやすくなるという問題点がある。

【０００５】ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる従来
の知見として、例えば特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ，Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ，Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ 3109 で規
定されている量より低いレベルにあるのが実態である。
Ｐ，Ｓ含有量を更に低減化することは可能であるが、製
造コストが高くなる。

【０００６】また、特公平５−４１６８４号公報では、
Ｓｉ，Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。更に、特開平５−７９６３号公報では、
ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆層を
設けて、遅れ破壊に対する感受性を低下させることが提
案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明者
らの試験では、遅れ破壊特性の大幅な改善には至ってい
ない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性を
抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造することに
は限界があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の如き実
状に鑑みなされたものであって、本発明の目的は、遅れ
破壊特性の良好な、強度が１３００MPa 以上の高強度の
ＰＣ鋼棒を実現するとともに、その製造方法を提供する
ことを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼入
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。

【０００９】この方法は、電解水素チャージにより種々
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。

【００１０】図１に、拡散性水素量と遅れ破壊に至るま
での破断時間の関係について解析した一例を示す。試料
中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に
至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下
では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡
散性水素量」と定義する。

【００１１】限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。

【００１２】そこで、高強度ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。その結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上で
きないことがわかった。遅れ破壊が旧オーステナイト粒
界に沿った粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大
幅な向上を達成するためには、粒界割れの発生を防止す
ることが重要であるとの結論に達した。

【００１３】そこで更に、オーステナイト粒界割れを防
止する手段について種々検討を重ねた結果、Ｂを含有す
るＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少なくとも４００μ
ｍにわたる領域において、オーステナイト粒の長さと幅
の比であるアスペクト比（オーステナイト粒の長径／短
径）が１．５〜３．８である組織を６０％以上形成させ
れば、１３００MPa を超えるような高強度域でもオース
テナイト粒界割れを防止できることを発見した。

【００１４】即ち、オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延
方向に伸長させ、アスペクト比を１．５〜３．８にした
焼戻しマルテンサイト組織の鋼は、破壊形態が粒内割れ
になるため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ
破壊特性が格段に向上するという全く新たな知見を得た
のである。

【００１５】また、オーステナイト粒を伸長化させる方
法として、熱間加工に際して、高周波加熱直後に熱間圧
延温度と圧下率の最適な熱間圧延条件を選択することに
よって、アスペクト比を１．５〜３．８にさせ、その生
成比率が６０％以上とすることが可能であることを明ら
かにした。

【００１６】更に、高周波加熱後の熱間圧延後に水冷す
ることによってマルテンサイト組織にしたＰＣ鋼棒の焼
戻し処理工程において、焼戻し温度への加熱速度を７０
℃／秒以上に増加させると、同じオーステナイト粒内割
れでも限界拡散性水素量が向上し、遅れ破壊特性が格段
に向上することを見出した。

【００１７】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。

【００１８】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨は次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：
０．０５〜３．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％を含有するか、あるいは更にＣ
ｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０
％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．
１％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜
０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０
００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含むと
ともに、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼に
おいて、焼戻しマルテンサイト組織からなり、且つ少な
くとも表層から４００μｍの領域で旧オーステナイト粒
の長さと幅の比が１．５〜３．８で、その生成比率が６
０％以上であり、更に引張強さが１３００MPa 以上であ
ることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼
棒。

【００１９】（２）上記化学成分を有する鋼を熱間加工
するに際し、高周波加熱し、少なくとも７５０〜９００
℃の温度範囲で総圧下率が３０〜７０％以上の熱間圧延
を行う工程を経た後、水冷することによりマルテンサイ
ト組織にし、引き続き７０℃／秒以上の加熱速度で３５
０〜５５０℃の温度範囲に加熱し、焼戻すことを特徴と
する遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。

【００２０】

【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、本発明の対象とする鋼の成分の限定
理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣ鋼棒の強度を確保する上で必須の元素であ
るが、０．１５％未満では焼戻しマルテンサイトにおい
て所要の強度が得られず、一方０．４０％を超えるとス
ポット溶接性が劣化するため、０．１５〜０．４０％の
範囲に制限した。

【００２１】Ｓｉ：Ｓｉはリラクゼーション特性を向上
させるとともに、固溶体硬化作用によって強度を高める
作用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮でき
ず、一方、３．５％を超えても添加量に見合う効果が期
待できないため、０．０５〜３．５％の範囲に制限し
た。

【００２２】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるのに有効な元素であるが、０．２％未満では
上記の効果が得られず、一方２．０％を超えるとスポッ
ト溶接性が劣化するため、０．２〜２．０％の範囲に制
限した。

【００２３】Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において
ＡｌＮを形成することにより、オーステナイト粒の粗大
化を防止する効果とともに、Ｎを固定し焼入性および遅
れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有し
ているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮さ
れず、０．１を超えても効果が飽和するため、０．００
５〜０．１％の範囲に限定した。

【００２４】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、更にこの鋼に、Ｃｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめるこ
とができる。その限定理由は次の通りである。

【００２５】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および巻戻し処
理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方２．０％を超えるとスポット溶接性が劣化するた
め、０．０５〜２．０％に限定した。

【００２６】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化
抵抗を有し、熱処理後の引張強さを高めるために有効な
元素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未
再結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５
％未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えると
スポット溶接性が劣化するため、０．０５〜１．０％に
制限した。

【００２７】Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させるとともに、熱処理時の焼入性を向上させ
て引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５
％未満ではその効果が少なく、一方５．０％を超えても
添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜
５．０％の範囲に制限した。

【００２８】Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるため
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。

【００２９】Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を
生成することにより、オーステナイト粒を微細化させる
とともにリラクゼーション値を増加させる効果がある
が、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一
方０．３％を超えても効果が飽和するため、０．０５〜
０．３％に限定した。

【００３０】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、オーステナイト粒を微細化させるために
有効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に
高める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオー
ステナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点が
ある。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、
一方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため、０．
００５〜０．１％に制限した。

【００３１】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に未再結晶温度を
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。

【００３２】Ｗ：Ｗは高強度のＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。

【００３３】Ｐ，Ｓについては特に制限しないものの、
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。

【００３４】Ｔｉ：ＴｉもＡｌと同様に脱酸および熱処
理時においてＴｉＮを形成することにより、オーステナ
イト粒の粗大化を防止する効果とともに、Ｎを固定し焼
入性および遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保す
る効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの
効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が飽和す
るため、０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。

【００３５】Ｂ：Ｂはオーステナイト粒が伸長化した焼
戻しマルテンサイト組織の鋼において、遅れ破壊特性を
向上させる効果がある。更に、Ｂはオーステナイト粒界
に偏析することにより焼入性を著しく高めるとともに、
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、伸長化したオーステナイト粒が得やすくなる。Ｂが
０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．
００５０％を超えても効果が飽和するため、０．０００
３〜０．００５０％に制限した。

【００３６】次に、本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性の向上に対して、最も重要な点であるＰ
Ｃ鋼棒の組織形態の限定理由について述べる。図２に焼
戻しマルテンサイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性
水素量、遅れ破壊形態に及ぼすアスペクト比の影響につ
いて解析した一例を示す。なお、ここで示したアスペク
ト比は、その生成率が６０％以上を占めているものであ
る。また、図中において●印は粒界割れ、○印は粒内割
れ、◎印は粒界割れと粒内割れが混在していることを示
す。

【００３７】ここで、アスペクト比が１．０のＰＣ鋼棒
は従来の焼入れ・焼戻し処理で製造したものであり、オ
ーステナイト粒が伸長化されていない鋼である。同図か
ら明らかなように、オーステナイト粒を伸長化させてア
スペクト比が増加するに伴い、破壊形態が粒界割れから
粒内と粒界との混在割れに移り、１．５以上では粒内割
れになる。これに対応して限界拡散性水素量が増加し、
遅れ破壊特性が格段に向上する。

【００３８】ここで、アスペクト比が１．５未満では遅
れ破壊特性の向上が顕著でないため、アスペクト比の下
限を１．５に限定し、アスペクト比が１．５を超え３．
８未満までは遅れ破壊特性の向上効果が顕著になる。更
に３．８を超えるアスペクト比では、遅れ破壊特性の向
上が顕著でないことと、また、熱間加工時の温度範囲と
総圧下率の最適条件を考慮し、３．８以下をアスペクト
比の好ましい範囲とした。

【００３９】図３は、限界拡散性水素量とアスペクト比
が１．５〜３．８になっているＰＣ鋼棒の表層から軸中
心方向の深さとの関係について解析した一例を示す図で
ある。この場合のアスペクト比１．５〜３．８の生成率
は６０％以上を示している。

【００４０】即ち、アスペクト比が１．５〜３．８であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域が４００μｍ未満では限界拡
散性水素量の向上効果が少なく、遅れ破壊特性に対して
顕著な効果がないことがわかる。このため、アスペクト
比が１．５〜３．８の領域を、少なくともＰＣ鋼棒表層
から４００μｍにわたる領域に限定した。

【００４１】本発明の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために熱間加工に際し、高周波加熱で加熱後は低温域圧
延を行い、圧延後水冷することによりオーステナイト粒
が伸長化したマルテンサイト組織にし、引き続き焼戻し
処理を行うものである。以下に製造条件の限定理由を述
べる。

【００４２】熱間圧延温度：高周波加熱後の低温域圧延
仕上げ温度が９００℃を超えると、未再結晶温度を上げ
る元素を添加しても再結晶化しやすく、伸長化したオー
ステナイト粒を得ることが困難であるとともに、アスペ
クト比が１．５〜３．８の領域を表層から４００μｍに
することが難しくなるため、上限温度を９００℃に制限
した。

【００４３】一方、７５０℃を下回ると変形抵抗が大き
くなりすぎて熱間圧延が困難になるばかりでなく、アス
ペクト比が１．５〜３．８の生成率が６０％未満となり
遅れ破壊特性が低下する原因ともなり、更にフェライト
相が析出しやすくなるため、下限温度を７５０℃に限定
した。

【００４４】熱間圧延圧下率：圧延仕上げ温度が７５０
〜９００℃の低温域での総圧下率が３０％未満では、ア
スペクト比が１．５〜３．８の伸長化したオーステナイ
ト粒を得ることが困難であるとともに、アスペクト比が
１．５〜３．８の領域を表層から４００μｍにすること
が難しくなるばかりでなく、その生成率が６０％未満と
なるため、総圧下率の下限を３０％に限定した。

【００４５】一方、総圧下率が７０％超では、変形抵抗
が大きくなりすぎて熱間圧延が困難になるばかりでな
く、アスペクト比が３．８を更に超えるが際だった遅れ
破壊特性の向上効果になりにくいため、総圧下率の上限
を７０％に限定した。

【００４６】なお、本発明では高周波加熱後連続的に熱
間圧延をし、水冷してマルテンサイト組織にするもので
あるが、この際に体積分率で２０％未満のフェライト、
パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトまたはこ
れらの混合組織が生成しても遅れ破壊特性の劣化はな
く、なんら制限を受けるものではない。

【００４７】焼戻し加熱速度：オーステナイト粒が伸長
化したマルテンサイトを焼戻す際の加熱速度（昇温速
度）が７０℃／秒未満では、遅れ破壊形態が粒内割れで
あっても限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅
な向上が望めないため、加熱速度の下限を７０℃／秒に
制限した。安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製
造するための好ましい条件は、１００℃／秒以上であ
る。

【００４８】焼戻し温度：焼戻し温度が３５０℃未満で
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃を超えると焼
戻しマルテンサイトの強度が低下しやすくなり、高強度
のＰＣ鋼棒を製造することが困難になるため、焼戻し温
度範囲を３５０〜５５０℃に限定した。本発明では熱間
圧延後、あるいは焼戻し処理後に線径調整やその他の目
的で軽度の伸線加工を行っても、遅れ破壊特性、機械的
特性の劣化はなく、なんら制限を受けるものではない。

【００４９】

【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。表１に示す化学成分を有する供試材を種
々の高周波加熱後の熱間圧延条件で圧延した後、水冷す
ることによりマルテンサイト組織にした。その後、種々
の焼戻し条件で焼戻しを行い、焼戻しマルテンサイト組
織のＰＣ鋼棒を製造した。

【００５０】

【表１】

【００５１】上記の試料を用いて、機械的性質、組織形
態、遅れ破壊特性、スポット溶接性について評価した結
果を表２に示す。スポット溶接性試験はＰＣ鋼棒とＪＩ
ＳＧ 3532 のＳＷＭ−Ｂを用いて行った。クロス溶接
後、試験本数が１０本の引張試験を行い、スポット溶接
部の破断率５０％以下の場合はスポット溶接性が良好で
あるとした（○印で表示）。

【００５２】遅れ破壊特性は、スポット溶接を施した試
料を用いて、前に述べた限界拡散性水素量で評価を行
い、負荷応力は引張強さの８０％の条件で実施した。表
２の試験No．１〜１１が本発明例で、No．１２〜１９は
比較例である。

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】表２に見られるように、本発明例はいずれ
もＰＣ鋼棒の引張強さが１３００MPa 以上であるととも
に、アスペクト比が１．５〜３．８であり、且つＰＣ鋼
棒の表層から４００μｍの領域でアスペクト比が１．５
〜３．８を６０％以上生成しているため、破壊形態が粒
内割れとなっており、限界拡散性水素量が従来のＰＣ鋼
棒に比べ高く、遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒が実現さ
れている。また、スポット溶接性も優れている。

【００５６】これに対して比較例であるNo．１２，１
３，１７は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって
製造したものであり、オーステナイト粒が伸長化してい
ない例である。このため、遅れ破壊形態が粒界割れであ
り、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性が悪い例で
ある。

【００５７】比較例であるNo．１６は、アスペクト比が
小さすぎるために遅れ破壊特性が改善されなかった例で
ある。また、比較例であるNo．１４は、オーステナイト
粒が伸長化され、アスペクト比は満足できるものの、焼
戻し処理時の加熱速度が遅いために遅れ破壊特性の大幅
な改善効果ができなかった例である。

【００５８】更に、比較例であるNo．１５，１８，１９
は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即ち、
No．１５はＣ含有量が低すぎるために本発明で目的とす
る１３００MPa 以上の高強度のＰＣ鋼棒が実現できてい
ない。また、No．１８はＣ含有量が高すぎるために、N
o．１９はＭｎ含有量が高すぎるために、いずれもスポ
ット溶接性が悪かった例である。

【００５９】

【発明の効果】本発明は、旧オーステナイト粒を伸長化
させることにより、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れ
から粒内割れに生じさせて、引張強さが１３００MPa 以
上の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させる
ことを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条
件、熱処理条件を最適に選択することによって、その製
造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕
著なものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図表である。

【図２】限界拡散性水素量とアスペクト比の関係につい
て解析した一例を示す図表である。

【図３】限界拡散性水素量とアスペクト比が１．５〜
３．８の領域をＰＣ鋼棒の深さとの関係について解析し
た一例を示す図表である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜３．５％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅおよ
   び不可避的不純物よりなる鋼において、焼戻しマルテン
   サイト組織からなり、且つ少なくとも表層から４００μ
   ｍの領域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以下ア
   スペクト比とする）が１．５〜３．８であって、その生
   成率が６０％以上であり、更に引張強さが１３００MPa
   以上であることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強
   度ＰＣ鋼棒。
2. 【請求項２】 重量％で、更にＣｒ：０．０５〜２．０
   ％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種
   以上を含有することを特徴とする請求項１記載の遅れ破
   壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．１５〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜３．５％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅおよ
   び不可避的不純物よりなる鋼を熱間加工するに際し、高
   周波加熱で加熱し、少なとも７５０〜９００℃の温度範
   囲で総圧下率が３０〜７０％の熱間圧延を行う工程を経
   た後、水冷することによりマルテンサイト組織にし、引
   き続き７０℃／秒以上の加熱速度で３５０〜５５０℃の
   温度範囲に加熱し、焼戻すことを特徴とする遅れ破壊特
   性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で、更にＣｒ：０．０５〜２．０
   ％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種
   以上を含有することを特徴とする請求項３記載の遅れ破
   壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。