JP2004360005A - 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】遅れ破壊特性の良好な高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法を提供する。
【解決手段】重量％でＣ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、さらに必要に応じて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂの１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした組織を得た後、最終工程において４５０℃以上でブルーイングを行い、鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）の深さの領域において、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（アスペクト比）の平均値を３０以下とした、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法。
【選択図】 図１
【解決手段】重量％でＣ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、さらに必要に応じて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂの１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした組織を得た後、最終工程において４５０℃以上でブルーイングを行い、鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）の深さの領域において、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（アスペクト比）の平均値を３０以下とした、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法。
【選択図】 図１
Description
【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鋼線に関わるものであり、特に強度が１６５０ＭＰａ以上である遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法に関する。
【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鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳＧ ３１０９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、例えば特許文献１に記載されているように、Ｃ量が０．２５〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理をすることによって製造されている。ＰＣ鋼棒の特徴として「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。そのためＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させるために従来多くの提案がある。例えば、特許文献２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。また、特許文献１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。これに対し、ＰＣ鋼線に関しては、もともとＰＣ鋼棒と比較して耐遅れ破壊特性が優れていたことから、耐遅れ破壊特性向上という観点での発明は殆どなされていないのが現状である。しかしながら、近年ＰＣ鋼線にも高強度化、あるいは外ケーブル化が要求され現状では１６５０ＭＰａ級の高強度のものが要求されている。よく知られているように（例えば松山晋作著「遅れ破壊」／日刊工業新聞社）鋼材は高強度化するに従い、あるいは使用環境が過酷になるに従い、耐水素脆化感受性が増大するため、耐遅れ破壊特性を高めた高強度ＰＣ鋼線が求められている。例えば特許文献３では伸線加工後に所定の温度、所定の時間保持することによって、遅れ破壊特性を向上させることを提案している。しかしこれは鋼材組織、機械的性質を変えることなく、単に加熱により鋼材中の水素を除去することを目的としており、使用中に侵入してきた水素による破壊を抑制することはできず、耐遅れ破壊特性を向上させる根本的な対策とはいえない。特許文献４、特許文献５も同様である。
【０００４】
【特許文献１】
特公平５−４１６８４号公報
【特許文献２】
特公平５−５９９６７号公報
【特許文献３】
特開平１０−２５９４２５号公報
【特許文献４】
特開平８−３３７８４４号公報
【特許文献５】
特開平８−３３７８４５号公報
【０００５】
【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、遅れ破壊特性の良好な強度が１６５０ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼線を実現するとともに、このＰＣ鋼線の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まずパテンティング・伸線・ブルーイングによって製造した種々の強度レベルのＰＣ鋼線を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性は、広く用いられているＦＩＰ試験によって評価した。これは、２０重量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液を５０℃に加熱した溶液中で、ＰＣ鋼線にその大気中における破断荷重の７０％の荷重を付与して破断時間を測定する方法である。この際、ＰＣ鋼線の試験溶液に接する表面積１ｃｍ２当たりの試験溶液量（以下比液量とする）は５５ｃｃ／ｃｍ２とした。また、ＦＩＰ試験におけるＰＣ鋼線の水素吸蔵挙動を、昇温ガスクロマトグラフで測定した。
【０００７】
以上の試験を行うことによって、高強度ＰＣ鋼線のＦＩＰ破断時間を増加させる、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、鋼材成分、オーステナイト加熱温度、伸線条件、ブルーイング条件、熱処理条件の影響等について検討を重ねた。この結果、ＰＣ鋼線製造の最終工程において４５０℃以上、望ましくは５００℃以上に加熱を行った後、５秒以上保持するようなブルーイングを実施した後冷却することによって、鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）望ましくは１／５ｄの深さの領域において、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（以下アスペクト比とする）の平均値を３０以下である組織を形成させれば、１６５０ＭＰａを超えるような高強度域でもＦＩＰ試験の破断時間が５０時間以上破断しないことを見出した。急速加熱、急冷の手法に制限は無く、鉛炉に浸漬後に水冷、高周波加熱後水冷等が可能である。
【０００８】
以上の検討結果に基づき、鋼材成分、伸線条件、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。
【０００９】
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。
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、フェライトとセメンタイトの層状組織であるパーライト組織を主体とし、且つ鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）の深さの領域において、パーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下であることを特徴とする引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（２）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（３）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼にパテンティングを行ってパーライト組織を主体とした後、冷間伸線加工した後、最終工程において４５０℃以上で５秒以上保持することを特徴とする、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
（４）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする（３）記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
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。以下、単位は質量％とする。
【００１１】
Ｃ：ＣはＰＣの鋼線の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６％未満ではパテンティング時に初析フェライト量が増大するため所要の強度が得られず、一方１．１％を超えると初析セメンタイト量が増加し伸線特性が著しく劣化するため、０．６〜１．１％の範囲に制限した。
【００１２】
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。０．１２％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えるとその効果が飽和するため、０．１２〜２．０％の範囲に制限した。
【００１３】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パテンティング材の強度を高める作用があるが、０．３％未満では上記の効果が得られず、１％を超えると鋳造時の偏析が顕著になり、パテンティング時に伸線特性を劣化させるミクロマルテンサイトが生成するため、０．３〜１．０％の範囲に制限した。
【００１４】
Ｐ：ＰはＭｎとともに共偏析し、著しく焼き入れ性を高めるため、パテンティング時のミクロマルテンサイトの生成を助長するため、０．０２５％以下とした。
【００１５】
Ｓ：ＳはＭｎＳとして析出し、伸線特性を劣化させるため、０．０２５％以下とした。
【００１６】
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、さらにこの鋼に、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、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。以下にこれら元素の添加理由について説明する。
【００１７】
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し靭性劣化を抑制する効果とともにＮを固定し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０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトラメラ間隔を微細化し、パテンティング材を高強度化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％を超えると効果が飽和するために０．０５〜２．０％に限定した。
【００１９】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様にパーライトラメラ間隔を微細化するためパテンティング材を高強度化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１．０％を超えるとパーライト変態の進行を遅らせるため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００２０】
Ｎｉ：Ｎｉは水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、一方３．０％を超えても添加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００２１】
Ｃｕ：Ｃｕも水素の侵入を抑制する効果があるが、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。
【００２２】
Ｖ：Ｖは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、パテンティング時にも炭化物として析出し、水素のトラップサイトとして機能するため耐遅れ破壊特性を向上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１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２３】
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、延性および靭性を改善するために有効な元素である。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。
【００２４】
Ｗ：ＷはＶと同様、高強度のＰＣ鋼線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。
【００２５】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸および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を固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、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。
【００２６】
Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果があるが、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０．０００３〜０．００５０％に制限した。
【００２７】
Ｎ：ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ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り、延性および靭性の向上に寄与できるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼線の組織形態および急速加熱温度の限定理由について述べる。
【００２９】
図１に急速加熱温度がＦＩＰ試験による平均破断時間に及ぼす影響について解析した一例を示す。ここで、急速加熱は高周波（周波数は４０ｋＨＺ）を用い、加熱速度は２００℃／ｓ以上とした。ＦＩＰ試験は比液量５５ｃｃ／ｃｍ２、負荷荷重は１２００ＭＰａで、各鋼種について１２本ずつ実施した結果である。同図から明らかなように、加熱温度が高くなるに伴いＦＩＰ試験における破断時間は長くなり、耐遅れ破壊特性が改善されたことを示す。顕著な効果が認められるのは、加熱温度を４５０℃以上とした場合であり、より好ましくは５００℃以上である。
【００３０】
伸線されたパーライト組織において、板状に伸延されたセメンタイトは、図２に示すように、高温でブルーイングすることによって溶解し分断される。図３は加熱温度が鋼線表層における板状セメンタイトの長さと厚みの比（アスペクト比）に及ぼす影響を解析した結果を示す。測定は、試験片を長手方向（Ｌ断面）で切断し、樹脂埋め込み研磨を施した後、飽和ピクラール溶液でエッチングした後に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でセメンタイトが直線的であるような任意の３箇所を５０００倍で撮影し、画像解析によって実施した。同図より、加熱温度が高くなるに伴ってセメンタイトは分断され、球状化されることを示す。
【００３１】
図４は、表層セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す。セメンタイトのアスペクト比が小さくなるに伴ってＦＩＰ破断時間は長くなる。顕著な効果が認められるのは、アスペクト比が３０以下の場合であり、より好ましくは２０以下である。
【００３２】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する供試材を通常の熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲でパテンティング、伸線し、温度を変えて急速加熱・急冷を実施し、ＰＣ鋼線を製造した。上記のＰＣ鋼線を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、ＦＩＰ試験にて、１２００ＭＰａの負荷応力で実施した。評価は、１２本のＦＩＰ試験の破断時間の平均値をとることによって実施した。
【００３３】
表１、２のＡ〜Ｔが本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれもブルーイング温度が４５０℃以上で、引張強さ１６５０ＭＰａ以上を達成している。ＦＩＰ破断時間は３０時間以上である。
【００３４】
比較例であるＵは、鋼材成分および伸線減面率が適当でなかったために、４５０℃以上の急速加熱で１６５０ＭＰａを達成できなかった例である。また、比較例であるＶは、ブルーイング時間が５秒未満であり、所定の深さまでセメンタイトのアスペクト比が３０以下にならなかった例である。更に、比較例であるＷ〜Ｚはいずれも従来の製造方法で製造したものである。即ち、４００℃以下のブルーイングを実施しており、１６５０ＭＰａ以上を達成しているものの、セメンタイトのアスペクト比が３０より大きく、ＦＩＰ試験の破断時間は３０時間以下であり、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】
本発明は伸線パーライト鋼よりなるＰＣ鋼線において、表層の板状セメンタイトのアスペクト比を制御することによって、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼線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、伸線減面率、ブルーイング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】急速加熱温度がＦＩＰ試験破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図２】３５０℃、５００℃ブルーイング材のセメンタイト形状を示す図である。
【図３】表層セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図４】急速加熱温度がセメンタイトのアスペクト比に及ぼす影響を示す図である。
【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鋼線に関わるものであり、特に強度が１６５０ＭＰａ以上である遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法に関する。
【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鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳＧ ３１０９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、例えば特許文献１に記載されているように、Ｃ量が０．２５〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理をすることによって製造されている。ＰＣ鋼棒の特徴として「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。そのためＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させるために従来多くの提案がある。例えば、特許文献２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。また、特許文献１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。これに対し、ＰＣ鋼線に関しては、もともとＰＣ鋼棒と比較して耐遅れ破壊特性が優れていたことから、耐遅れ破壊特性向上という観点での発明は殆どなされていないのが現状である。しかしながら、近年ＰＣ鋼線にも高強度化、あるいは外ケーブル化が要求され現状では１６５０ＭＰａ級の高強度のものが要求されている。よく知られているように（例えば松山晋作著「遅れ破壊」／日刊工業新聞社）鋼材は高強度化するに従い、あるいは使用環境が過酷になるに従い、耐水素脆化感受性が増大するため、耐遅れ破壊特性を高めた高強度ＰＣ鋼線が求められている。例えば特許文献３では伸線加工後に所定の温度、所定の時間保持することによって、遅れ破壊特性を向上させることを提案している。しかしこれは鋼材組織、機械的性質を変えることなく、単に加熱により鋼材中の水素を除去することを目的としており、使用中に侵入してきた水素による破壊を抑制することはできず、耐遅れ破壊特性を向上させる根本的な対策とはいえない。特許文献４、特許文献５も同様である。
【０００４】
【特許文献１】
特公平５−４１６８４号公報
【特許文献２】
特公平５−５９９６７号公報
【特許文献３】
特開平１０−２５９４２５号公報
【特許文献４】
特開平８−３３７８４４号公報
【特許文献５】
特開平８−３３７８４５号公報
【０００５】
【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、遅れ破壊特性の良好な強度が１６５０ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼線を実現するとともに、このＰＣ鋼線の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まずパテンティング・伸線・ブルーイングによって製造した種々の強度レベルのＰＣ鋼線を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性は、広く用いられているＦＩＰ試験によって評価した。これは、２０重量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液を５０℃に加熱した溶液中で、ＰＣ鋼線にその大気中における破断荷重の７０％の荷重を付与して破断時間を測定する方法である。この際、ＰＣ鋼線の試験溶液に接する表面積１ｃｍ２当たりの試験溶液量（以下比液量とする）は５５ｃｃ／ｃｍ２とした。また、ＦＩＰ試験におけるＰＣ鋼線の水素吸蔵挙動を、昇温ガスクロマトグラフで測定した。
【０００７】
以上の試験を行うことによって、高強度ＰＣ鋼線のＦＩＰ破断時間を増加させる、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、鋼材成分、オーステナイト加熱温度、伸線条件、ブルーイング条件、熱処理条件の影響等について検討を重ねた。この結果、ＰＣ鋼線製造の最終工程において４５０℃以上、望ましくは５００℃以上に加熱を行った後、５秒以上保持するようなブルーイングを実施した後冷却することによって、鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）望ましくは１／５ｄの深さの領域において、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（以下アスペクト比とする）の平均値を３０以下である組織を形成させれば、１６５０ＭＰａを超えるような高強度域でもＦＩＰ試験の破断時間が５０時間以上破断しないことを見出した。急速加熱、急冷の手法に制限は無く、鉛炉に浸漬後に水冷、高周波加熱後水冷等が可能である。
【０００８】
以上の検討結果に基づき、鋼材成分、伸線条件、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。
【０００９】
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。
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、フェライトとセメンタイトの層状組織であるパーライト組織を主体とし、且つ鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）の深さの領域において、パーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下であることを特徴とする引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（２）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（３）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼にパテンティングを行ってパーライト組織を主体とした後、冷間伸線加工した後、最終工程において４５０℃以上で５秒以上保持することを特徴とする、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
（４）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする（３）記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
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。以下、単位は質量％とする。
【００１１】
Ｃ：ＣはＰＣの鋼線の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６％未満ではパテンティング時に初析フェライト量が増大するため所要の強度が得られず、一方１．１％を超えると初析セメンタイト量が増加し伸線特性が著しく劣化するため、０．６〜１．１％の範囲に制限した。
【００１２】
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。０．１２％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えるとその効果が飽和するため、０．１２〜２．０％の範囲に制限した。
【００１３】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パテンティング材の強度を高める作用があるが、０．３％未満では上記の効果が得られず、１％を超えると鋳造時の偏析が顕著になり、パテンティング時に伸線特性を劣化させるミクロマルテンサイトが生成するため、０．３〜１．０％の範囲に制限した。
【００１４】
Ｐ：ＰはＭｎとともに共偏析し、著しく焼き入れ性を高めるため、パテンティング時のミクロマルテンサイトの生成を助長するため、０．０２５％以下とした。
【００１５】
Ｓ：ＳはＭｎＳとして析出し、伸線特性を劣化させるため、０．０２５％以下とした。
【００１６】
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、さらにこの鋼に、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、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。以下にこれら元素の添加理由について説明する。
【００１７】
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し靭性劣化を抑制する効果とともにＮを固定し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０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトラメラ間隔を微細化し、パテンティング材を高強度化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％を超えると効果が飽和するために０．０５〜２．０％に限定した。
【００１９】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様にパーライトラメラ間隔を微細化するためパテンティング材を高強度化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１．０％を超えるとパーライト変態の進行を遅らせるため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００２０】
Ｎｉ：Ｎｉは水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、一方３．０％を超えても添加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００２１】
Ｃｕ：Ｃｕも水素の侵入を抑制する効果があるが、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。
【００２２】
Ｖ：Ｖは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、パテンティング時にも炭化物として析出し、水素のトラップサイトとして機能するため耐遅れ破壊特性を向上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１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２３】
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、延性および靭性を改善するために有効な元素である。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。
【００２４】
Ｗ：ＷはＶと同様、高強度のＰＣ鋼線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。
【００２５】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸および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を固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果を有しているが、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。
【００２６】
Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果があるが、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０．０００３〜０．００５０％に制限した。
【００２７】
Ｎ：ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ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り、延性および靭性の向上に寄与できるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼線の組織形態および急速加熱温度の限定理由について述べる。
【００２９】
図１に急速加熱温度がＦＩＰ試験による平均破断時間に及ぼす影響について解析した一例を示す。ここで、急速加熱は高周波（周波数は４０ｋＨＺ）を用い、加熱速度は２００℃／ｓ以上とした。ＦＩＰ試験は比液量５５ｃｃ／ｃｍ２、負荷荷重は１２００ＭＰａで、各鋼種について１２本ずつ実施した結果である。同図から明らかなように、加熱温度が高くなるに伴いＦＩＰ試験における破断時間は長くなり、耐遅れ破壊特性が改善されたことを示す。顕著な効果が認められるのは、加熱温度を４５０℃以上とした場合であり、より好ましくは５００℃以上である。
【００３０】
伸線されたパーライト組織において、板状に伸延されたセメンタイトは、図２に示すように、高温でブルーイングすることによって溶解し分断される。図３は加熱温度が鋼線表層における板状セメンタイトの長さと厚みの比（アスペクト比）に及ぼす影響を解析した結果を示す。測定は、試験片を長手方向（Ｌ断面）で切断し、樹脂埋め込み研磨を施した後、飽和ピクラール溶液でエッチングした後に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でセメンタイトが直線的であるような任意の３箇所を５０００倍で撮影し、画像解析によって実施した。同図より、加熱温度が高くなるに伴ってセメンタイトは分断され、球状化されることを示す。
【００３１】
図４は、表層セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す。セメンタイトのアスペクト比が小さくなるに伴ってＦＩＰ破断時間は長くなる。顕著な効果が認められるのは、アスペクト比が３０以下の場合であり、より好ましくは２０以下である。
【００３２】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する供試材を通常の熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲でパテンティング、伸線し、温度を変えて急速加熱・急冷を実施し、ＰＣ鋼線を製造した。上記のＰＣ鋼線を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、ＦＩＰ試験にて、１２００ＭＰａの負荷応力で実施した。評価は、１２本のＦＩＰ試験の破断時間の平均値をとることによって実施した。
【００３３】
表１、２のＡ〜Ｔが本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれもブルーイング温度が４５０℃以上で、引張強さ１６５０ＭＰａ以上を達成している。ＦＩＰ破断時間は３０時間以上である。
【００３４】
比較例であるＵは、鋼材成分および伸線減面率が適当でなかったために、４５０℃以上の急速加熱で１６５０ＭＰａを達成できなかった例である。また、比較例であるＶは、ブルーイング時間が５秒未満であり、所定の深さまでセメンタイトのアスペクト比が３０以下にならなかった例である。更に、比較例であるＷ〜Ｚはいずれも従来の製造方法で製造したものである。即ち、４００℃以下のブルーイングを実施しており、１６５０ＭＰａ以上を達成しているものの、セメンタイトのアスペクト比が３０より大きく、ＦＩＰ試験の破断時間は３０時間以下であり、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００３５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明は伸線パーライト鋼よりなるＰＣ鋼線において、表層の板状セメンタイトのアスペクト比を制御することによって、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼線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、伸線減面率、ブルーイング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】急速加熱温度がＦＩＰ試験破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図２】３５０℃、５００℃ブルーイング材のセメンタイト形状を示す図である。
【図３】表層セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図４】急速加熱温度がセメンタイトのアスペクト比に及ぼす影響を示す図である。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、フェライトとセメンタイトの層状組織であるパーライトを伸線した組織を主体とし、且つ鋼線表層の少なくとも１／１０ｄ（ｄは鋼線半径）の深さの領域において、パーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下であることを特徴とする引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
- さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼にパテンティングを行ってパーライト組織を主体とした後、冷間伸線加工した後、最終工程において４５０℃以上で５秒以上保持することを特徴とする引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
- さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項３記載の引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線の製造方法。
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