JP3457498B2 - 高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法Info
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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鋼棒に関わるもの
であり、特にスポット溶接が可能で引張強さが１２３０
ＭＰａ以上であるとともに遅れ破壊特性および一様伸び
に優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関するも
のである。
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、特にスポット溶接が可能で引張強さが１２３０
ＭＰａ以上であるとともに遅れ破壊特性および一様伸び
に優れた高強度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、ＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より
線、ＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線は、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。一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１６８４号
公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５〜０．３
５％の中炭素鋼を用いて熱間圧延後、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。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（１３０
ｋｇｆ／ｍｍ2）を超えるような高強度ＰＣ鋼棒は、Ｐ
Ｃ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号公報に記載されているように、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。更に、最近では、特開平７
−３３９６号公報に記載されているように、パイルなど
の用途に対して曲げ靭性を向上させるために一様伸びの
優れたＰＣ鋼棒の開発が要請されている。
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、ＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より
線、ＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線は、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。一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１６８４号
公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５〜０．３
５％の中炭素鋼を用いて熱間圧延後、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。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（１３０
ｋｇｆ／ｍｍ2）を超えるような高強度ＰＣ鋼棒は、Ｐ
Ｃ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号公報に記載されているように、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。更に、最近では、特開平７
−３３９６号公報に記載されているように、パイルなど
の用途に対して曲げ靭性を向上させるために一様伸びの
優れたＰＣ鋼棒の開発が要請されている。
【０００３】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％前後となっている。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減
することは可能であるが、製造コストが高くなる欠点が
ある。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が提案されてい
る。また、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。更に、特開平６−２１２３４６号公報では、Ｎｉな
どの合金元素の添加によって遅れ破壊特性を向上させる
手段が提案されている。しかしながら、いずれの提案
も、大幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
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％前後となっている。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減
することは可能であるが、製造コストが高くなる欠点が
ある。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が提案されてい
る。また、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。更に、特開平６−２１２３４６号公報では、Ｎｉな
どの合金元素の添加によって遅れ破壊特性を向上させる
手段が提案されている。しかしながら、いずれの提案
も、大幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００４】一方、ＰＣ鋼棒の一様伸びを向上させる従
来の知見として、例えば、特開平７−３３９６号公報で
は焼戻し温度を５００℃以上の高温で行う方法が提案さ
れているが、Ｃ量が０．４５％以上と高いためにスポッ
ト溶接が出来ないと言う欠点がある。また、特開平８−
１５８０１０号公報では、ＳｉおよびＡｌの多量添加が
一様伸びの向上に対して有効であると述べている。しか
し、Ｓｉ、Ａｌを多量に添加すると、スポット溶接部の
遅れ破壊特性が低下し、また製造コストも高くなる欠点
がある。
来の知見として、例えば、特開平７−３３９６号公報で
は焼戻し温度を５００℃以上の高温で行う方法が提案さ
れているが、Ｃ量が０．４５％以上と高いためにスポッ
ト溶接が出来ないと言う欠点がある。また、特開平８−
１５８０１０号公報では、ＳｉおよびＡｌの多量添加が
一様伸びの向上に対して有効であると述べている。しか
し、Ｓｉ、Ａｌを多量に添加すると、スポット溶接部の
遅れ破壊特性が低下し、また製造コストも高くなる欠点
がある。
【０００５】以上のように従来技術では、スポット溶接
が可能な高強度ＰＣ鋼棒において、遅れ破壊特性と一様
伸びの個々の課題は勿論のこと、この両者を抜本的に向
上させた高強度ＰＣ鋼棒を製造することに限界があっ
た。
が可能な高強度ＰＣ鋼棒において、遅れ破壊特性と一様
伸びの個々の課題は勿論のこと、この両者を抜本的に向
上させた高強度ＰＣ鋼棒を製造することに限界があっ
た。
【０００６】
【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、スポット溶接が可能で
且つ遅れ破壊特性と一様伸びの良好な強度が１２３０Ｍ
Ｐａ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ものである。
状に鑑みなされたものであって、スポット溶接が可能で
且つ遅れ破壊特性と一様伸びの良好な強度が１２３０Ｍ
Ｐａ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ものである。
【０００７】
【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
明らかにされており、そこで、本解析では遅れ破壊特性
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。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試料に含有
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。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。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。
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
明らかにされており、そこで、本解析では遅れ破壊特性
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。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試料に含有
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。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。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。
【０００８】高強度ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量を増加
させる手段、即ち遅れ破壊特性ならびに一様伸びを向上
させるために組織形態の観点から種々検討を重ねた結
果、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトからなる層状組織の形成、あるいは炭窒化物が
析出したフェライトとマルテンサイトもしくは焼戻しマ
ルテンサイトの層状組織を形成させれば、１２３０ＭＰ
ａを超えるような高強度域でも、限界拡散性水素量が高
く、遅れ破壊特性が大幅に向上すると言う全く新たな知
見を得た。また、このような層状組織に制御することに
より、一様伸びも格段に向上することを見い出した。更
に、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトからなる層状組織およびフェライト中に析出し
た炭窒化物と遅れ破壊特性、一様伸びの関係を詳細に解
析し、その最適な製造条件を確立することによって本発
明をなしたものである。
させる手段、即ち遅れ破壊特性ならびに一様伸びを向上
させるために組織形態の観点から種々検討を重ねた結
果、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトからなる層状組織の形成、あるいは炭窒化物が
析出したフェライトとマルテンサイトもしくは焼戻しマ
ルテンサイトの層状組織を形成させれば、１２３０ＭＰ
ａを超えるような高強度域でも、限界拡散性水素量が高
く、遅れ破壊特性が大幅に向上すると言う全く新たな知
見を得た。また、このような層状組織に制御することに
より、一様伸びも格段に向上することを見い出した。更
に、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトからなる層状組織およびフェライト中に析出し
た炭窒化物と遅れ破壊特性、一様伸びの関係を詳細に解
析し、その最適な製造条件を確立することによって本発
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下記の通りであ
る。
のであって、その要旨とするところは下記の通りであ
る。
【００１０】（１） 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
鋼
の組織が実質的にマルテンサイトとフェライトの層状組
織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）からな
り、マルテンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下である
ことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。
の組織が実質的にマルテンサイトとフェライトの層状組
織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）からな
り、マルテンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下である
ことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。
【００１１】（２） 質量％で、
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼
の組織が実質的に焼戻しマルテンサイトとフェライトの
層状組織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）
からなり、マルテンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下
であることを特徴する高強度ＰＣ鋼棒。
の組織が実質的に焼戻しマルテンサイトとフェライトの
層状組織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）
からなり、マルテンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下
であることを特徴する高強度ＰＣ鋼棒。
【００１２】（３） 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなり、 鋼の組織が実質的に焼戻しマルテン
サイトとフェライトの層状組織からなり、マルテンサイ
ト間の平均間隔が１０μｍ以下であり、フェライト中に
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの内の１種または２種以上の炭窒
化物が析出していることを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。
的不純物よりなり、 鋼の組織が実質的に焼戻しマルテン
サイトとフェライトの層状組織からなり、マルテンサイ
ト間の平均間隔が１０μｍ以下であり、フェライト中に
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの内の１種または２種以上の炭窒
化物が析出していることを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。
【００１３】（４） 質量％で、更に Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上
を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする上記（１）または
（２）記載の高強度ＰＣ鋼棒。
的不純物よりなることを特徴とする上記（１）または
（２）記載の高強度ＰＣ鋼棒。
【００１４】（５） 質量％で、 Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする上記（１）または
（２）記載の高強度ＰＣ鋼棒。
的不純物よりなることを特徴とする上記（１）または
（２）記載の高強度ＰＣ鋼棒。
【００１５】（６） 質量％で、更に Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする上記（３）記載の高
強度ＰＣ鋼棒。
的不純物よりなることを特徴とする上記（３）記載の高
強度ＰＣ鋼棒。
【００１６】（７）フェライト分率が１０〜７０％の範
囲であることを特徴とする上記（１）〜（６）の内のい
ずれかに記載の高強度ＰＣ鋼棒。
囲であることを特徴とする上記（１）〜（６）の内のい
ずれかに記載の高強度ＰＣ鋼棒。
【００１７】（８） 質量％で、
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％
を含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼をＡ
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱後、２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製
造方法。
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱後、２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製
造方法。
【００１８】（９） 上記（８）記載の製造方法の後、
２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とす
る高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とす
る高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１９】（１０） 上記（８）記載の製造方法の
後、０．３％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００
〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
後、０．３％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００
〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２０】（１１） 上記（８）記載の製造方法の
後、２００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上
の塑性歪みを付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒
の製造方法。
後、２００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上
の塑性歪みを付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒
の製造方法。
【００２１】（１２） 質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
【００２２】（１３） 質量％で、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
【００２３】（１４） 質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し、更に、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
（８）〜（１１）の内のいずれか一つに記載の高強度Ｐ
Ｃ鋼棒の製造方法。
【００２４】
【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、本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性と一様伸びの向上に対して最も重要な点
である組織形態の限定理由について述べる。
て説明する。まず、本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性と一様伸びの向上に対して最も重要な点
である組織形態の限定理由について述べる。
【００２５】本発明のマルテンサイトもしくは焼戻しマ
ルテンサイトとフェライトの層状組織の走査型電子顕微
鏡写真の一例を図２に示す。図２はマルテンサイトとフ
ェライトの場合であるが、マルテンサイトとフェライト
は微細な層状組織になっていることがわかる。なお、こ
の組織を焼き戻すと焼戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織となる。マルテンサイトもしくは焼戻しマル
テンサイトとフェライトの微細な層状組織に制御するこ
とによって、遅れ破壊特性と一様伸びの両者を同時に向
上させることが可能となる。遅れ破壊特性と一様伸びに
及ぼす組織形態の影響について解析した一例を図３、図
４に示す。マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイ
トとフェライトの層状組織にすることによって、限界拡
散性水素量が高く、また一様伸びが大幅に向上すること
がわかる。これに対して、従来の焼入れ・焼戻し方法に
よる焼戻しマルテンサイトの単一の組織では、限界拡散
性水素量と一様伸びが低い。高強度で且つ遅れ破壊特性
と一様伸びを大幅に向上させるためには、マルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織において、マルテンサイト間もしくは焼戻しマルテン
サイト間の平均間隔は１０μｍ以下が好ましく、より好
ましい条件は５μｍ以下である。平均間隔は切断法によ
って測定することができる。また、層状組織のマルテン
サイトもしくは焼戻しマルテンサイト中に残留オーステ
ナイトあるいは少量のベイナイト、パーライトが存在し
ていても、一様伸び、遅れ破壊特性に対して何ら差し支
えがない。また、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテ
ンサイトの層状組織において、フェライト分率は１０〜
７０％の範囲が好ましい条件である。これは、フェライ
ト分率が１０％未満では、大幅な一様伸びの向上が期待
できず、一方、７０％を越えると１２３０ＭＰａ以上の
高強度にすることが困難になるためである。ＰＣ鋼棒の
高強度化および遅れ破壊特性と一様伸びの向上を同時に
達成する点で、より好ましいフェライト分率の範囲は、
２０〜６０％である。
ルテンサイトとフェライトの層状組織の走査型電子顕微
鏡写真の一例を図２に示す。図２はマルテンサイトとフ
ェライトの場合であるが、マルテンサイトとフェライト
は微細な層状組織になっていることがわかる。なお、こ
の組織を焼き戻すと焼戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織となる。マルテンサイトもしくは焼戻しマル
テンサイトとフェライトの微細な層状組織に制御するこ
とによって、遅れ破壊特性と一様伸びの両者を同時に向
上させることが可能となる。遅れ破壊特性と一様伸びに
及ぼす組織形態の影響について解析した一例を図３、図
４に示す。マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイ
トとフェライトの層状組織にすることによって、限界拡
散性水素量が高く、また一様伸びが大幅に向上すること
がわかる。これに対して、従来の焼入れ・焼戻し方法に
よる焼戻しマルテンサイトの単一の組織では、限界拡散
性水素量と一様伸びが低い。高強度で且つ遅れ破壊特性
と一様伸びを大幅に向上させるためには、マルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織において、マルテンサイト間もしくは焼戻しマルテン
サイト間の平均間隔は１０μｍ以下が好ましく、より好
ましい条件は５μｍ以下である。平均間隔は切断法によ
って測定することができる。また、層状組織のマルテン
サイトもしくは焼戻しマルテンサイト中に残留オーステ
ナイトあるいは少量のベイナイト、パーライトが存在し
ていても、一様伸び、遅れ破壊特性に対して何ら差し支
えがない。また、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテ
ンサイトの層状組織において、フェライト分率は１０〜
７０％の範囲が好ましい条件である。これは、フェライ
ト分率が１０％未満では、大幅な一様伸びの向上が期待
できず、一方、７０％を越えると１２３０ＭＰａ以上の
高強度にすることが困難になるためである。ＰＣ鋼棒の
高強度化および遅れ破壊特性と一様伸びの向上を同時に
達成する点で、より好ましいフェライト分率の範囲は、
２０〜６０％である。
【００２６】焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状
組織において、フェライト中にＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの
内の１種または２種以上の炭窒化物を析出させると、図
３に示したように遅れ破壊特性が一層向上する。更に、
析出強化によって強度が増加するととともにリラクゼー
ション特性も向上させる効果がある。
組織において、フェライト中にＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの
内の１種または２種以上の炭窒化物を析出させると、図
３に示したように遅れ破壊特性が一層向上する。更に、
析出強化によって強度が増加するととともにリラクゼー
ション特性も向上させる効果がある。
【００２７】次に、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。
理由について述べる。
【００２８】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、０．２％未満では目的とする高強度
のＰＣ鋼棒が得られず、一方０．４％を越えるとスポッ
ト溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．４％の範
囲に制限した。
須の元素であるが、０．２％未満では目的とする高強度
のＰＣ鋼棒が得られず、一方０．４％を越えるとスポッ
ト溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．４％の範
囲に制限した。
【００２９】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。３％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きず、スポット溶接部の遅れ破壊特性が低下するため、
３％以下の範囲に制限した。好ましい範囲は、０．２〜
２．５％である。
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。３％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きず、スポット溶接部の遅れ破壊特性が低下するため、
３％以下の範囲に制限した。好ましい範囲は、０．２〜
２．５％である。
【００３０】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であ
るが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方
２．０％を越えるとスポット溶接性が悪化するために、
０．２〜２．０％の範囲に制限した。
るばかりでなく、焼入性を高めるために有効な元素であ
るが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方
２．０％を越えるとスポット溶接性が悪化するために、
０．２〜２．０％の範囲に制限した。
【００３１】Ａｌ：Ａｌは脱酸および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、０．１％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％の範囲に限定した。
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果を
有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発
揮されず、０．１％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００３２】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 （Ａ）Ｃｒ：０．０５〜２．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜５．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜０．５％ Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上、あるいは （Ｂ）Ｖ：０．０５〜０．３％ Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方を含有せしめることができる。（Ａ）群の元素は
主に焼入れ性と遅れ破壊特性を向上させる目的で添加す
るものである。一方、（Ｂ）群の元素は、前述したよう
にフェライト中に炭窒化物を析出させ、遅れ破壊特性と
リラクゼーション特性の向上効果、強度の増加、更に結
晶粒を微細化させることを目的に添加するものである。
あるが、本発明においては、更にこの鋼に （Ａ）Ｃｒ：０．０５〜２．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％ Ｎｉ：０．０５〜５．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｗ：０．０５〜０．５％ Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上、あるいは （Ｂ）Ｖ：０．０５〜０．３％ Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方を含有せしめることができる。（Ａ）群の元素は
主に焼入れ性と遅れ破壊特性を向上させる目的で添加す
るものである。一方、（Ｂ）群の元素は、前述したよう
にフェライト中に炭窒化物を析出させ、遅れ破壊特性と
リラクゼーション特性の向上効果、強度の増加、更に結
晶粒を微細化させることを目的に添加するものである。
【００３３】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性と遅れ破壊特性を向上
させるとともに焼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に０．０５〜２．０％に限定し
た。
させるとともに焼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に０．０５〜２．０％に限定し
た。
【００３４】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に焼入れ性と遅れ
破壊特性を向上させ、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
越えて添加してもその効果が飽和するため、０．０５〜
１．０％の範囲に制限した。
破壊特性を向上させ、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
越えて添加してもその効果が飽和するため、０．０５〜
１．０％の範囲に制限した。
【００３５】Ｎｉ：Ｎｉは焼入性と遅れ破壊特性を高め
るために添加するが、０．０５％未満ではその効果が少
なく、一方５．０％を越えても添加量にみあう効果が発
揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲に制限し
た。
るために添加するが、０．０５％未満ではその効果が少
なく、一方５．０％を越えても添加量にみあう効果が発
揮できないため、０．０５〜５．０％の範囲に制限し
た。
【００３６】Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性と焼戻しマルテンサ
イトの強度を高めるために有効な元素であるが、０．０
５％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。
イトの強度を高めるために有効な元素であるが、０．０
５％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。
【００３７】Ｂ：Ｂは、遅れ破壊特性を向上させる効果
があり、更に焼入性を著しく高める効果も有している
が、Ｂが０．０００３％未満では前記の効果が発揮され
ず、０．００５％を超えても効果が飽和するため０．０
００３〜０．００５％に制限した。
があり、更に焼入性を著しく高める効果も有している
が、Ｂが０．０００３％未満では前記の効果が発揮され
ず、０．００５％を超えても効果が飽和するため０．０
００３〜０．００５％に制限した。
【００３８】Ｖ：Ｖは炭窒化物を生成することにより、
遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏強度の増加、リ
ラクゼーション特性を向上させる効果があるが、０．０
５％未満では前記作用の効果が得られず、一方０．３％
を越えても効果が飽和するため０．０５〜０．３％に限
定した。
遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏強度の増加、リ
ラクゼーション特性を向上させる効果があるが、０．０
５％未満では前記作用の効果が得られず、一方０．３％
を越えても効果が飽和するため０．０５〜０．３％に限
定した。
【００３９】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果が
ある。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、
一方０．１％を越えるとこの効果が飽和するため０．０
０５〜０．１％に制限した。
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果が
ある。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、
一方０．１％を越えるとこの効果が飽和するため０．０
０５〜０．１％に制限した。
【００４０】Ｔｉ：Ｔｉは脱酸および炭窒化物を形成す
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性の向上に有効な元素
であるが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮さ
れず、０．０５％を越えても効果が飽和するため０．０
０５〜０．０５％の範囲に限定した。
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性の向上に有効な元素
であるが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮さ
れず、０．０５％を越えても効果が飽和するため０．０
０５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００４１】Ｔａ：ＴａもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果が
あるが、０．００５％未満では前記の効果が発揮され
ず、０．５％を越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。
ることにより、遅れ破壊特性を向上させるとともに降伏
強度の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果が
あるが、０．００５％未満では前記の効果が発揮され
ず、０．５％を越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。
【００４２】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
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することにより結
晶粒の細粒化、降伏強度の増加、リラクゼーション特性
の向上効果があるため、０．００２〜０．０１５％が好
ましい範囲である。
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
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することにより結
晶粒の細粒化、降伏強度の増加、リラクゼーション特性
の向上効果があるため、０．００２〜０．０１５％が好
ましい範囲である。
【００４３】本発明の高強度ＰＣ鋼棒の製造方法では、
上記成分の鋼をＡｃ1〜Ａｃ 3の温度範囲に加熱後、２０
℃／秒以上の冷却速度で冷却するか、あるいは冷却後に
２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すか、または冷却
後に０．３％以上の塑性歪みを付与し引き続き２００〜
６００℃の温度範囲で焼き戻すか、もしくは冷却後に２
００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性
歪みを付与するものである。以下に製造条件の限定理由
を述べる。
上記成分の鋼をＡｃ1〜Ａｃ 3の温度範囲に加熱後、２０
℃／秒以上の冷却速度で冷却するか、あるいは冷却後に
２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すか、または冷却
後に０．３％以上の塑性歪みを付与し引き続き２００〜
６００℃の温度範囲で焼き戻すか、もしくは冷却後に２
００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性
歪みを付与するものである。以下に製造条件の限定理由
を述べる。
【００４４】鋼材はフェライトとオーステナイトの二相
領域に加熱するものであり、この際、加熱温度がＡｃ1
未満あるいはＡｃ 3を越えると、最終的にマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織が得られないため、加熱温度範囲をＡｃ1〜Ａｃ 3に限
定した。なお、（Ａｃ1＋１０）〜（Ａｃ 3−１０）℃の
範囲がより好ましい条件である。加熱時間は、加熱方法
によっても異なるため特に限定しないが、２秒以上が好
ましい条件である。これは、２秒未満であると多量のセ
メンタイトが残存する可能性があるためである。また、
マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェラ
イトの層状組織の微細化を図る上で、加熱する前の鋼
は、マルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトあるい
はベイナイトもしくはパーライトを主体とした組織に調
整しておくことが望ましく、この際のフェライト分率
は、１０％未満であることが好ましい条件である。な
お、加熱前の組織を制御する手段としては、熱間圧延後
の冷却速度の調整、あるいは通常の焼入れ・焼戻し、オ
ーステナイト化処理後の冷却速度の調整などがあり、い
ずれの方法でもかまわない。
領域に加熱するものであり、この際、加熱温度がＡｃ1
未満あるいはＡｃ 3を越えると、最終的にマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織が得られないため、加熱温度範囲をＡｃ1〜Ａｃ 3に限
定した。なお、（Ａｃ1＋１０）〜（Ａｃ 3−１０）℃の
範囲がより好ましい条件である。加熱時間は、加熱方法
によっても異なるため特に限定しないが、２秒以上が好
ましい条件である。これは、２秒未満であると多量のセ
メンタイトが残存する可能性があるためである。また、
マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェラ
イトの層状組織の微細化を図る上で、加熱する前の鋼
は、マルテンサイトまたは焼戻しマルテンサイトあるい
はベイナイトもしくはパーライトを主体とした組織に調
整しておくことが望ましく、この際のフェライト分率
は、１０％未満であることが好ましい条件である。な
お、加熱前の組織を制御する手段としては、熱間圧延後
の冷却速度の調整、あるいは通常の焼入れ・焼戻し、オ
ーステナイト化処理後の冷却速度の調整などがあり、い
ずれの方法でもかまわない。
【００４５】加熱後の冷却速度が２０℃／秒未満である
と、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイ
トが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、冷却
速度の下限を２０℃／秒に限定した。冷却中に生成しや
すいフェライト、パーライト、ベイナイトを出来るだけ
防止する観点で、好ましい冷却速度は５０℃／秒以上で
ある。なお、冷却の終了温度は、マルテンサイト変態温
度以下（Ｍｓ点以下）である。
と、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイ
トが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、冷却
速度の下限を２０℃／秒に限定した。冷却中に生成しや
すいフェライト、パーライト、ベイナイトを出来るだけ
防止する観点で、好ましい冷却速度は５０℃／秒以上で
ある。なお、冷却の終了温度は、マルテンサイト変態温
度以下（Ｍｓ点以下）である。
【００４６】冷却後の焼戻しは、降伏強度の増加とリラ
クゼーション特性を向上させるために行うものである。
特に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを含む鋼では、焼戻し処理
によってフェライト中にこれらの合金元素の炭窒化物が
生成し、リラクゼーション特性以外に遅れ破壊特性も向
上させる。この際、２００℃未満では焼戻しの効果が少
なく、一方、６００℃を越えると強度が低下し高強度の
ＰＣ鋼棒の製造が困難になるため、焼戻し温度範囲を２
００〜６００℃に限定した。なお、遅れ破壊特性の向上
の点で、焼戻し時の加熱速度は２０℃／秒以上が好まし
い条件である。
クゼーション特性を向上させるために行うものである。
特に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを含む鋼では、焼戻し処理
によってフェライト中にこれらの合金元素の炭窒化物が
生成し、リラクゼーション特性以外に遅れ破壊特性も向
上させる。この際、２００℃未満では焼戻しの効果が少
なく、一方、６００℃を越えると強度が低下し高強度の
ＰＣ鋼棒の製造が困難になるため、焼戻し温度範囲を２
００〜６００℃に限定した。なお、遅れ破壊特性の向上
の点で、焼戻し時の加熱速度は２０℃／秒以上が好まし
い条件である。
【００４７】本発明では、冷却後にＰＣ鋼棒に０．３％
以上の塑性歪みを付与し、その後に焼き戻すか、焼戻し
の際に０．３％以上の塑性歪みを付与しても良い。この
目的は、降伏強度の増加とリラクゼーション特性を向上
させるためである。０．３％未満では、上記の効果が少
ないため、下限を０．３％に限定した。なお、塑性歪み
を付与する手段は、引張り歪み、矯直加工による歪みな
ど、いかなる方法でも良い。
以上の塑性歪みを付与し、その後に焼き戻すか、焼戻し
の際に０．３％以上の塑性歪みを付与しても良い。この
目的は、降伏強度の増加とリラクゼーション特性を向上
させるためである。０．３％未満では、上記の効果が少
ないため、下限を０．３％に限定した。なお、塑性歪み
を付与する手段は、引張り歪み、矯直加工による歪みな
ど、いかなる方法でも良い。
【００４８】本発明ではＡｃ1〜Ａｃ 3の温度範囲に加熱
する前、加熱・冷却後あるいは焼戻し処理後に線径調
整、異形加工などの目的で軽度の伸線加工あるいは塑性
加工を行っても遅れ破壊特性、一様伸びの顕著な劣化は
なく、なんら制限を受けるものではない。
する前、加熱・冷却後あるいは焼戻し処理後に線径調
整、異形加工などの目的で軽度の伸線加工あるいは塑性
加工を行っても遅れ破壊特性、一様伸びの顕著な劣化は
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さらに具
体的に説明する。
体的に説明する。
【００５０】表１に示す化学組成を有する鋼材を熱間圧
延後の冷却速度の調整あるいはオーステナイト化処理後
の焼入れ、焼戻しによって種々の組織形態にした後、Ａ
ｃ1〜Ａｃ 3の温度範囲に加熱し熱間加工を行い、その
後、冷却した。焼戻しは高周波加熱で行い、塑性歪み
は、引張り試験機を使って付与した。
延後の冷却速度の調整あるいはオーステナイト化処理後
の焼入れ、焼戻しによって種々の組織形態にした後、Ａ
ｃ1〜Ａｃ 3の温度範囲に加熱し熱間加工を行い、その
後、冷却した。焼戻しは高周波加熱で行い、塑性歪み
は、引張り試験機を使って付与した。
【００５１】上記の試料を用いて、組織形態、機械的性
質、遅れ破壊特性、リラクゼーション特性について評価
した。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。リラクゼー
ション試験は、ＪＩＳ Ｇ ３１３７の方法で行った。
これらの結果を、表２に示す。
質、遅れ破壊特性、リラクゼーション特性について評価
した。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。リラクゼー
ション試験は、ＪＩＳ Ｇ ３１３７の方法で行った。
これらの結果を、表２に示す。
【００５２】表２の試験Ｎｏ．１〜１６が本発明例で、
表３の試験Ｎｏ．１７〜２６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ＰＣ鋼棒の引張強さが
１２３０ＭＰａ以上であるとともに、マルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状
組織、または焼戻しマルテンサイトと炭窒化物が析出し
たフェライトの微細な層状組織にすることにより、従来
のＰＣ鋼棒に比べ限界拡散性水素量が高く遅れ破壊特性
に優れ、且つ高い一様伸びのＰＣ鋼棒が実現されてい
る。また、リラクゼーションも従来ＰＣ鋼棒と同レベル
にある。
表３の試験Ｎｏ．１７〜２６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ＰＣ鋼棒の引張強さが
１２３０ＭＰａ以上であるとともに、マルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状
組織、または焼戻しマルテンサイトと炭窒化物が析出し
たフェライトの微細な層状組織にすることにより、従来
のＰＣ鋼棒に比べ限界拡散性水素量が高く遅れ破壊特性
に優れ、且つ高い一様伸びのＰＣ鋼棒が実現されてい
る。また、リラクゼーションも従来ＰＣ鋼棒と同レベル
にある。
【００５３】これに対して比較例であるＮｏ．１７、１
８、１９は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、通常の焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、組織が焼戻しマルテンサイトの単一組織
の例である。このため、限界拡散性水素量が低くスポッ
ト溶接部の遅れ破壊特性が悪く、また一様伸びも低い。
８、１９は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、通常の焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、組織が焼戻しマルテンサイトの単一組織
の例である。このため、限界拡散性水素量が低くスポッ
ト溶接部の遅れ破壊特性が悪く、また一様伸びも低い。
【００５４】比較例であるＮｏ．２０、２１は、加熱温
度が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．２０は加熱温度が
Ａｃ３を越えているために、オーステナイトの単相にな
り、焼戻しマルテンサイトの単一組織となったために一
様伸びが低く、遅れ破壊特性も改善が出来ていない。ま
た、Ｎｏ．２１は加熱温度がＡｃ１以下であるために、
セメンタイトが球状化した高温焼戻しマルテンサイト組
織となり、高強度化が達成出来ていない。
度が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．２０は加熱温度が
Ａｃ３を越えているために、オーステナイトの単相にな
り、焼戻しマルテンサイトの単一組織となったために一
様伸びが低く、遅れ破壊特性も改善が出来ていない。ま
た、Ｎｏ．２１は加熱温度がＡｃ１以下であるために、
セメンタイトが球状化した高温焼戻しマルテンサイト組
織となり、高強度化が達成出来ていない。
【００５５】また、比較例であるＮｏ．２２は加熱後の
冷却速度が低すぎるために、冷却途中に多量のフェライ
トおよびパーライトが生成し、強度が低下した例であ
る。
冷却速度が低すぎるために、冷却途中に多量のフェライ
トおよびパーライトが生成し、強度が低下した例であ
る。
【００５６】更に、比較例であるＮｏ．２３〜２６は、
鋼の成分が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．２３はＣ含
有量が高すぎ、Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が高く、またＮ
ｏ．２６はＳｉ含有量が高すぎるために、いずれもスポ
ット溶接部に亀裂が発生し、溶接部の遅れ破壊特性が著
しく劣化した例である。Ｎｏ．２４はＣ含有量が低すぎ
るために目的とする強度が達成出来ていない。
鋼の成分が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．２３はＣ含
有量が高すぎ、Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が高く、またＮ
ｏ．２６はＳｉ含有量が高すぎるために、いずれもスポ
ット溶接部に亀裂が発生し、溶接部の遅れ破壊特性が著
しく劣化した例である。Ｎｏ．２４はＣ含有量が低すぎ
るために目的とする強度が達成出来ていない。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【表３】
【００６０】
【発明の効果】以上の実施例からも明かなごとく、本発
明はマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織、または焼戻しマルテンサイ
トと炭窒化物が析出したフェライトの微細な層状組織に
することにより、スポット溶接が可能な高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性と一様伸び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、熱処理条件等を最適
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。
明はマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織、または焼戻しマルテンサイ
トと炭窒化物が析出したフェライトの微細な層状組織に
することにより、スポット溶接が可能な高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性と一様伸び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、熱処理条件等を最適
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１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図である。
す図である。
【図２】マルテンサイトとフェライトの層状組織の一例
を示す金属組織の走査型電子顕微鏡写真である。
を示す金属組織の走査型電子顕微鏡写真である。
【図３】遅れ破壊特性とＰＣ鋼棒の組織形態の関係の一
例を示す図である。
例を示す図である。
【図４】一様伸びとＰＣ鋼棒の組織形態の関係の一例を
示す図である。
示す図である。
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 8/08
C21D 9/00
Claims (14)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、 鋼
の組織が実質的にマルテンサイトとフェライトの層状組
織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）からな
り、マルテンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下である
ことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼
の組織が実質的に焼戻しマルテンサイトとフェライトの
層状組織（ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したものを除く）
からなり、焼戻しマルテンサイト間の平均間隔が１０μ
ｍ以下であることを特徴する高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなり、 鋼の組織が実質的に焼戻しマルテン
サイトとフェライトの層状組織からなり、焼戻しマルテ
ンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下であり、フェライ
ト中にＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの内の１種または２種以上
の炭窒化物が析出していることを特徴とする高強度ＰＣ
鋼棒。 - 【請求項４】 更に Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする請求項１または２記
載の高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項５】 質量％で、更に Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする請求項１または２記
載の高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項６】 質量％で、更に Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする請求項３記載の高強
度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項７】 フェライト分率が１０〜７０％の範囲で
あることを特徴する請求項１〜５の内のいずれかに記載
の高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項８】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼をＡ
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱後、２０℃／秒以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製
造方法。 - 【請求項９】 請求項８記載の製造方法の後、２００〜
６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強度
ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項１０】 請求項８記載の製造方法の後、０．３
％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００〜６００℃
の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒
の製造方法。 - 【請求項１１】 請求項８記載の製造方法の後、２００
〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性歪み
を付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方
法。 - 【請求項１２】 質量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ 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８，９、１０および１１の内のいずれかに記載の高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項１３】 質量％で、 Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ 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８，９、１０および１１の内のいずれかに記載の高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項１４】 質量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ 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８，９、１０および１１の内のいずれかに記載の高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
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